ТЕРМИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА
МЕТАЛЛОВ
Б. П. ЗАХАРОВ
Chipmaker.ru
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
МЕТАЛЛОВ
Допущено Управлением средними специальными
учебными заведениями
Министерства высшего образования СССР
в качестве учебного пособия, для машиностроительных, техникумов
МАШ ГИЗ
ГОСУДАРСТВЕННОЕ НАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКОЕ ИЗДАТЕЛЬСТВО
МАШИНОСТРОИТЕЛЬНОЙ ' ЛИТЕРАТУРЫ
МОСКВА	1957 СВЕРДЛОВСК
Книга является учебным пособием для учащих-
ся машиностроительных техникумов по курсу
«Технология термической обработки».
В книге содержатся материалы о превращениях
в стали при ее термической обработке, об элемен-
тах технологического процесса термической обра-
ботки и о самих технологических процессах обра-
ботки проката, деталей машин, инструмента. Пос-
ледний раздел учебника посвящен термообработке
чугуна и цветных сплавов.
Chipmaker.ru
Рецензенты
проф. д-р техн, наук И. Н. Богачев, инж. В. В. Рыбин
и инж. И. Е. Карпеев
УРАЛО-СИБИРСКОЕ ОТДЕЛЕНИЕ МАШГИЗА
Ведущий редактор инж. А, В. Калетина
ПРЕДИСЛОВИЕ
Настоящая книга представляет собой учебник по термической
обработке металлов для машиностроительных техникумов. Для
изучения термической обработки по этой книге от учащегося тре-
буется знание основ металловедения в объеме книги А. И. Самохоц-
кого и М. П. Кунявского «Металловедение» или книги М. С. Аро-
новича и Ю. М. Лахтина «Основы металловедения и термической
обработки», или книги Б. С. Натапова «Металловедение», пред-
ставляющих собой также учебники для техникумов. Предпола-
гается, что учащийся хорошо знаком с основными типами двойных
диаграмм состояния, с кристаллическим строением металлов и
сплавов, с элементарными структурами сталей и чугунов, с мето-
дикой металлографического исследования и с механическими ис-
пытаниями. Эти вопросы в настоящей книге не рассматриваются
вовсе. Не рассматривается в настоящей книге и оборудование для
термической обработки: печи, закалочные баки, закалочные прес-
сы и т. п., так как эти вопросы изучаются в отдельном курсе. В пер-
вой главе кратко, но несколько подробнее, чем в упомянутых учеб-
никах по металловедению, рассмотрены классификация и харак-
теристика сталей и диаграмма состояния сплавов железо—углерод.
В конце книги и в конце глав указана литература, рекомен-
дуемая учащимся для дополнительного изучения и для составле-
ния рефератов и научно-технических докладов. В списке, помещен-
ном в конце книги, указаны учебники, книги и справочники, ох-
ватывающие все или большинство вопросов, рассмотренных в этом
учебнике. В списках, помещенных в конце глав, указаны книги и
журнальные статьи более узкого содержания, относящиеся только
к вопросу, рассмотренному в соответствующей главе. При ссыл-
ках на книги, список которых помещен в конце учебника, поряд-
ковый номер книги поэтому списку становится в прямые скобки [ ].
В списках, за немногими исключениями, указана только литера-
тура, изданная в последние годы (1950—1957) как более доступ-
ная для учащихся.
4
Принятые обозначения
Принятые обозначения
Величина	Ее буквен- ное обозна- чение	Ее раз- мер- ность
Предел прочности при растяжении (временное		
сопротивление разрыву) 	 Предел текучести физический или условный, понимаемый как напряжение, вызывающее оста- точную деформацию, равную 0,2% расчетной длины. Предел текучести характеризует упругие		кг/мм?
свойства металлов 	 Относительное удлинение при отношении- дли- ны 1 расчетной части образца к его диаметру	аТ	кг/лш2
d, равном Z: d = 5 . . .			%
Относительное сужение поперечного сечения . Ударная вязкость, определенная на образцах	Ф	%
Менаже				ак	кем./см?
Твердость по Бринеллю	  .	"в	кг/мм*
Твердость по Роквеллу (шкала С)			—
Температура 		t	°C
Температура абсолютная		Т	°C
Для перечисленных величин в таблицах и на указывается.	. фигурах размерность не	
ВВЕДЕНИЕ
Трудно установить, когда человечество стало впервые приме-
нять термическую об[?аботку. Одно несомненно, что такие процес-
сы, как отжиг, закалка, цементация были известны еще в древнем
мире, т. е. тогда, когда даже о строении металлов и сплавов, не
говоря уже о физической сущности термической обработки, были
еще весьма смутные представления.
Термическая обработка на протяжении многих веков остава-
лась простым ремеслом, достигая только в отдельных редких слу-
чаях степени высокого совершенства. Так было, в частности, с бу-
латом — сталью, которой древние восточные мастера умели при-
давать изумительные свойства: высокую твердость одновременно
с исключительной упругостью,— тем самым булатом, которому Лер-
монтов посвятил стихи:
Отделкой золотой блистает мой кинжал;
Клинок надежный, б.ез порока;
Булат его хранит таинственный закал —
Наследье бранного Востока.
В те самые годы, когда Лермонтов писал свои стихи о «таинст-
венном закале» (1838 г.), , русский инженер-металлург Павел Пет-
рович Аносов подготовлял к печати свое сочинение «О булатах»
(оно было опубликовано в 1841 г.). В этом сочинении Аносов поды-
1 ожил свои многолетние кропотливые исследования булатной стали.
Конечно, далеко не все из того, что касалось закономерностей тер-
мической обработки стали, смог выяснить Аносов—это сделали-
последующие поколения металловедов и термистов. Но самый за-
мечательный результат, к которому пришел Аносов, — это то, что
получение булата никакой особой тайны не представляет. Аносов
доказал это на деле: полученные им булаты ничем не уступали
древним булатам, изготовленным легендарными мастерами Востока.
Систематические исследования, при которых, в частности, впер-
вые в мире был применен в металлургии микроскоп, установление
закономерных объективных зависимостей между явлениями, це-
леустремленный и продуманный эксперимент, точная регистрация
фактов, анализ полученных результатов и их обобщение —1 сло-
вом, весь этот научный подход противопоставил Аносов сти-
6
Введение
Павел Петрович Аносов (1799—1851).
Введение
7
хии догадок, бессистемным поискам, расчетам на случайную уда-
чу и смиренному преклонению перед «таинственным закалом».
Можно восхищаться замечательным искусством древних масте-
ров. Но не надо его и преувеличивать. Ведь на один превосходный
булатный клинок приходились десятки, а может быть, и сотни не-
годных. Древние мастера были рабами случая: их достижения
покупались ценою громадного количества брака. Можно ли в наши
дни представить себе термиста, который превосходно закалит одно
сверло, испортив до этого сотни.
Ну, а все-таки, можем ли мы в настоящее время получать сталь
такого же качества, как древние булаты? Или, может быть, ано-
совские булаты — это всего только отдельные выдающиеся исклю-
чения, недостижимые в массовом производстве шедевры? Ответ
на эти вопросы дает недавно опубликованное исследование русского
металловеда И С. Гаева о толедском клинке. Исследованный им
древний клинок отличался особо хорошими свойствами упругости,
и тем не менее оказалось, что его свойства не превосходят свойств
современной, к тому же рядовой пружинной стали марки У8А.
Исследования Аносова установили знаменательную веху на
пути познания свойств стали и ее термической обработки. Но окон-
чательное торжество науке о металлах принесли работы Дмитрия
Константиновича Чернова.
Издавна было известно, что если сталь отжечь, то она станет
мягкой, а если ее закалить,— твердой. А почему так происходит —
это было никому не понятно. Ведь химический состав стали при
нагреве и охлаждении не изменяется, т. е. материя остается неиз-
менной. Почему же изменяются ее свойства?
В результате длительных наблюдений, проведенных на заводе,
где’'производилась термическая обработка стальных орудий, сопо-
ставления режимов закалки с полученными свойствами Чернов
установил, что хотя при термической обработке стали ее химиче-
ский состав действительно не изменяется, материя не остается не-
изменной: изменяется ее структура. Оказалось, что для понима-
ния изменения свойств стали при ее термической обработке струк-
тура имеет не меньшее, а иногда даже значительно большее зна-
чение, чем химический состав. Это был вклад огромного значения
не только в металловедение, но и в материалистическое мировоз-
зрение вообще, ничуть не уступающий по важности тому вкладу,
который был внесен в философию материализма Менделеевым,
Дарвином, Павловым.
Слово «структура» существовало задолго до Чернова. Но в при-
менении к металлам оно оставалось крайне неопределенным. Чер-
нов вложил в это понятие совершенно конкретный осязаемый
смысл. Чернов установил также основные закономерности, кото-
рым подчиняется изменение структуры стали при ее нагреве и ох-
лаждении. Из работ Чернова непосредственно следовало, что ме-
8
Введение
Дмитрий Константинович Чернов (1839— 1921).
Введение	9
талловедение, изучающее структуру и свойства металлов, может
стать научной теоретической основой многих технологических про-
цессов и прежде всего термической обработки.Так оно и случилось.
В наше время осмысленное управление процессами термической
обработки совершенно немыслимо без знания металловедения.
Вот в чем заслуга Чернова и вот почему год, когда Чернов опу-
бликовал свои исследования (1868), считается годом возникно-
вения науки о металлах и их термической обработке — металло-
ведения.
Но, конечно, создание науки о металлах—это огромный кол-
лективный труд сотен и тысяч ученых всего мира. Каждый из них
внес свой вклад в эту науку, установив новые закономерности, обна-
ружив новые свойства, предложив новые марки сплавов или новые
виды термической обработки, разработав новые методы исследо-
вания. Невозможно перечислить даже крупных ученых, но нельзя
и не назвать фамилии хотя бы особенно выдающихся: это немецкие
ученые Обергоффер, Тамман, Ганеман, Гейн, Закс, Гудремон,
Пивоварский, Чохральский; французские — Осмонд, Портевен,
Ле-Шателье, Шевенар; английские—Сорби, Робертс Аустен, Гад-
фильд, Френч, Юм-Розери; американские — Гоу,®Совер, Давен-
порт, Бейн, Мейл; японские — Хонда, Мураками.
С особым чувством признания их заслуг мы должны назвать
имена наших советских ученых: Штейнберга, Байкова, Минке-
вича, Бабошина, Окнова, Курнакова, Гудцова, Курдюмова, Боч-
вара, Одинга, Вологдина, Гуляева, Богачева, Садовского, Бунина,
Болховитинова, Кащенки, Попова и многих других.
Термическая обработка стала в наше время одним из важней-
ших элементов технологических процессов в металлургической про-
мышленности, в машиностроении, приборостроении, станкострое-
нии,. инструментальном производстве. .Многие миллионы тонн
стальных поковок и стального проката — листы, рельсы, бан-
дажи. трубы и проволока — подвергаются термической обработке
на металлургических заводах. На любом машиностроительном за-
воде имеются специальные термические цехи. Все ответственные
детали машин подвергаются термической обработке. По подсче-
там А. П. Гуляева, около 90% стальных деталей авиационного мо-
тора и около 50% стальных деталей автомобильного двигателя по-
ступают в сборку после термической обработки. Продукция шари-
коподшипниковых заводов — шарики и ролики—полностью (100%)
подвергается термической обработке.
Термической обработкой можно значительно повысить все ме-
ханические свойства стали и в особенности важнейшие из них —
предел текучести и предел выносливости (усталости), которыми
определяются значения допускаемых рабочих напряжений. Чем
выше значение пределов текучести и выносливости, тем выше мо-
гут быть приняты значения допускаемых напряжений, тем, сле^о-
10
Введение
вательно, меньше получается вес деталей машин, тем меньше и вес
самих машин. А это приносит двойную пользу: улучшается каче-
ство машин и экономится металл. Любопытные подсчеты были сде-
ланы И. А. Одингом. На 1 лошадиную силу мощности паровой
машины приходилось 40—50 кг ее веса в конце прошлого века и
только 8—10 кг в настоящее время. Вес пароэлектрического агре-
гата (турбины и турбогенератора), приходящийся на 1 л. умень-
шился за это же время со 150 до 6—7 кг. Еще разительнее цифры
уменьшения веса самолетных двигателей: с 20 кг в конце про-
шлого века их вес, приходящийся на 1 л. с., уменьшился до 0,3—
0,4 кг. Это результат не только совершенствования конструкции
машин, но также и в большой степени следствие применения более
высоколегированных сталей, значительно повышающих свои ме-
ханические свойства при термической обработке.
Термическая обработка улучшает не только механические свой-
ства. В очень многих случаях термическая обработка применяется
для повышения физических и физико-химических свойств сталей
и других сплавов: она резко повышает магнитные свойства сталей
для постоянных магнитов; термической обработкой удается сущест-
венно повысит» коррозионную стойкость нержавеющих и кислото-
стойких сталей; достижение повышенной прочности при высоких
температурах особых жаропрочных сталей, применяемых в га-
зовых турбинах и реактивных двигателях, опять-таки может быть
осуществлено только в результате термической обработки.
Особое значение имеет термическая обработка при изготовле-
нии режущих инструментов, штампов, различных приспособле-
ний, калибров и других. От качества термической обработки ин-
струментов во многом зависит производительность труда станоч-
ников, слесарей, монтажников, штамповщиков, а от этого, в ко-
нечном счете, зависит и выпуск заводами машин, станков и приборов.
Термическая обработка позволяет решать и многие другие,
с первого взгляда более мелкие производственные вопросы. Зай-
дите в термический цех — вы убедитесь, какую разнообразную
помощь оказывают термисты станочникам, штамповщикам, литейг
щикам, сварщикам. Вот из механического цеха принесли заго-
товки и просят их отжечь: слишком тверды и плохо обрабатыва-
ются. Из штамповочного цеха принести листовые заготовки: их
нужно нормализовать, а то при вытяжке в штампе на них образу-
ются трещины. Литейщики ошиблись при расчете шихты, чугун-
ные отливки «отбелились», и никакой резец их «не возьмет». Тер-
мисты отожгут эти отливки, и отбела не станет. В сварочном це-
хе закончили сваривать крупную сварную конструкцию. Ее нужно
отжечь, чтобы снять внутренние напряжения.
Даже из того краткого описания термической обработки, ко-
торое было сделано-на предыдущих страницах, можно составить
представление об ее огромном значении. От термической обработки
Введение
11
и от тех, кто ее выполняет, — термистов — во многом зависит и
повышение производительности труда машиностроителей, и уве-
личение выпуска машин, и улучшение их качества, и создание но-
вых первоклассных конструкций, и широкое внедрение новой тех-
ники — всех тех задач, которые поставлены перед страной
XX съездом партии на ее пути к коммунизму.
ЛИТЕРАТУРА
1.	И. Н. Богачев, П. П. Аносов и секрет булата, Машгиз, 1952.
2.	Русские ученые-металловеды, Машгиз, 1951. В этой книге напечатано
полностью сочинение П. П. Аносова «О булатах».
3.	Д. К. Чернов и наука о металлах, под ред. Н. Т. Г у д ц о в а. Метал-
лургиздат, 1950. В этой книге помещены статьи Д. К. Чернова, в частности та,
которая положила начало науке о термической обработке — «Критический
обзор статей Лаврова и Калакуцкого о стали и стальных орудиях и собствен-
ные Чернова исследования по этому же предмету». Подлинным статьям Чер-
нова предпослана обстоятельная статья Г. 3. Несселыптрауса о жизни и дея-
тельности Д. К- Чернова.
4.	А. А. Байков, Великий русский металлург Д. К. Чернов и его науч-
ные труды,— статья, помещенная во II томе Собрания трудов А. А. Байкова
(изд. Академии наук СССР, 1948) и в журнале «Сталь» № 10, 1939.
5.	И. С. Гае в, Толедский клинок, статья в журнале «Известия Акаде-
мии наук» (отделение технических наук) № 12, 1954.
6.	И. С. Г а е в, Булат и современные железоуглеродистые сплавы, «Ме-
талповедение и обработка металлов» № 9, 1956.
РАЗДЕЛ ПЕРВЫЙ
ПРЕВРАЩЕНИЯ В СТАЛИ
ПРИ ЕЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ
ГЛАВА I
ОБЩИЕ СВЕДЕНИЯ О СТАЛЯХ
1. КЛАССИФИКАЦИЯ СТАЛЕЙ
Сталями называются сплавы, основными компонентами кото-
рых являются: а) железо, б) углерод в количестве, не превышаю-
щем 2%.
К сталям относятся также высоколегированные сплавы желе-
за с хромом, никелем и другими элементами, в которых макси-
мальное содержание углерода ограничивается очень низкими
значениями (0,10—0,12%). По существу, углерод в таких сталях
представляет собой примесь и к тому же нежелательную. Но та-
ких сталей очень мало. Для громадного большинства сталей угле-
род является вторым основным компонентом
По своему назначению все стали разделяются на конструкци-
онные и инструментальные. В отдельную группу конструкционных
сталей выделяют стали с особыми физическими и физико-химиче-
скими свойствами: нержавеющие, кислотостойкие, окалиностойкие,
жаропрочные, электротехнические, магнитные, маломагнитные (не-
магнитные) и износостойкие.
Инструментальные стали отличаются от конструкционных бо-
лее высоким содержанием углерода. В конструкционных сталях
содержание углерода не превышает 0,7%. В большинстве инстру-
ментальных сталей содержание углерода больше 0,7%, но в неко-
торых высоколегированных инструментальных сталях содержание
углерода может быть и меньше.
По своему химическому составу все стали разде-
ляются на углеродистые и легированные. Угле-
родистыми называются стали, содержащие только два компонента:
железо и углерод. Содержащиеся в каждой стали, в том числе и
в любой углеродистой, кремний, марганец, фосфор и сера компо-
нентами углеродистой стали не являются и относятся к примесям.
ГОСТ 5200—50 относит стали с содержанием до 0,2% углерода
к группе низкоуглеродистых (неправильно называемых иногда
малоуглеродистыми), с содержанием 0,25—0,6% к группе средне-
углеродистых и с содержанием выше 0;6% углерода — к группе вы-
сокоуглеродистых .
Классификация сталей
13
Легированными называются такие стали, в состав которых, по-
мимо двух основных компонентов — железа и углерода, входят
в качестве компонентов также специальные легирующие элементы:
хром, никель, вольфрам, молибден, ванадий, алюминий, титан и
другие. В некоторых случаях кремний и марганец являются не
примесями, а легирующими компонентами и, наоборот, хром, ни-
кель и другие типичные легирующие элементы становятся приме-
сями.
В углеродистых и в большинстве низколегированных сталей
содержание кремния-примеси не превышает 0,4%. В некоторых
высоколегированных сталях максимальное содержание кремния-
примеси составляет 0,6%. В сталях, легированных кремнием, со-
держание его, как правило, превышает 0,8%. Как следует из при-
веденных данных, невозможно точно для всех сталей установить,
до какого значения кремний является простой примесью, а свыше
какого он становится легирующим элементом. Можно лишь услов-
но принять (в согласии с ГОСТ 5200—50) справедливое для большин-
ства сталей значение: до содержания 0,8% кремний является при-
месью, свыше 0,8%—легирующим элементом
Точно так же, если рассматривать всю совокупность сталей,
нельзя указать точно, до какого содержания марганец является
примесью и свыше какого он становится легирующим элементом.
В среднем можно считать (в согласии с ГОСТ 5200—50), что до со-
держания 1,0% марганец является примесью, а свыше 1%—ле-
гирующим элементом.
Почти во всех углеродистых сталях содержатся хром и никель.
Попадают эти элементы в сталь в результате использования в ка-
честве шихты отходов легированных сталей. В стандартах на угле-
родистые стали (ГОСТ 380 — 57, ГОСТ 1050 — 57) допустимым счита-
ется содержание хрома и никеля не свыше 0,30% каждого. В ста-
лях, легированных хромом, минимальное содержание его равно
0,40%. В сталях, легированных никелем, минимальное содержа-
ние его равно 0,50%.
Отличить, является ли для какой-либо марки стали данный эле-
мент примесью или легирующим элементом, очень просто по обо-
значению марки стали. Однако это возможно только в тех случаях,
когда обозначение марки составлено из буквенных обозначений
элементов. Отличить примеси от легирующих элементов можно
также и по тому, что в технических условиях на химический со-
став стали для примеси указываются лишь верхние пределы содер-
жания (например, ^0,30%), тогда как для легирующего элемента
нормируются и верхний, и нижний пределы его содержания (на-
пример, 0,50—0,90%). Следует только иметь в виду, что это пра-
вило не относится к кремнию и марганцу, для которых, если даже
они рассматриваются как примеси, устанавливается также и ниж-
ний предел содержания. Например, для большинства марок угле-
14
Общие сведения о сталях.
родистых сталей содержание кремния установлено равным 0,17—
0,37%. Это вызвано тем, что кремний и марганец (а для кипящей
стали только марганец) намеренно вводятся в сталь для ее раски-
сления, и потому наличие этих элементов в стали служит свиде-
тельством ее раскисленности.
Объединяя обе рассмотренные классификации сталей (по на-
значению и по химическому составу) в одну общую классификацию,
получаем следующие пять групп сталей:
1)	конструкционные углеродистые стали;
2)	инструментальные углеродистые стали;
3)	конструкционные легированные стали;
4)	инструментальные легированные стали;
5}	конструкционные высоколегированные стали с особыми фи-
зическими или физико-химическими свойствами.
Помимо классификации сталей по назначению и по химическому
составу, стали разделяются также по степени их качества:
1)	стали обыкновенного качества;
2)	стали повышенного качества,
3)	стали качественные;
4)	стали высококачественные.
Распределение указанных выше пяти групп сталей по катего-
риям качества представлено в табл. 1.
Таблица 1
Разделение сталей по категориям качества и по способу выплавки
Стали обыкновенного и повышенного качества	Стали качественные	Стали высококачественные
Конструкционные углеродистые стали		
	Инструментальные углеродистые стали	
	Конструкционные легированные стали	
		Инструментальные легированные стали
		Конструкционные вы- соколегированные стали с особыми свойствами
Мартеновские стали Бессемеровские стали	Мартеновские стали Электростали	Электростали Мартеновские стали ।
Классификация сталей
15
Согласно ГОСТ 5200—50 легированные стали называются низ-
колегированными, когда общее (суммарное) содержание
легирующих элементов в них не превышает 2,5%, называются
среднелегированными, когда это содержание нахо-
дится в пределах 2,5 — 10% и называются высоколегиро-
ванными, когда суммарное содержание легирующих элемен-
тов превышает 10%.
Степень качества стали выражается в степени ее чистоты от
вредных примесей и посторонних неметаллических загрязнений
(включений), в степени однородности ее химического состава и,
как следствие, в более высоком уровне механических и физико-хи-
мических свойств. Чем выше степень качества стали, техМ меньше
допустимые значения содержания в стали серы и фосфора (табл. 2).
Таблица 2
Допустимые значения содержание серы и фосфора в сталях
Группы стали	Допустимое содержание в %	1	
	серы	фосфора	'
Конструкционные углеродистые стали обыкновенного качества мартеновские 	 бессемеровские 	 ... Повышенного качества и качественные . . Инструментальные углеродистые стали качественные . . . 	 высококачественные	 Конструкционные легированные стали качественные	 высококачественные	 Инструментальные легированные стали . . Конструкционные высоколегированные ста- _ ли с особыми свойствами		0,055 0,060 0,040 0,030 0,020 0,040 0,030 0,030 0 ,030	 1 0,050 0,080 0,040 0,035 0,030 0,040 0,035 0,030 0,035
При анализе данных табл. 2 часто возникает недоумение: неу-
жели такая ничтожная разница (0,01 %) в содержании серы и фос-
фора в качественных и высококачественных сталях может опреде-
лить вполне ощутимую разницу в свойствах этих сталей. Дело,
конечно, не только в разнице содержания серы и фосфора. Сера
и фосфор являются показателями чистоты стали, показателями,
легко определяемыми методами аналитической химии. Можно счи-
тать, что если в стали мало серы и фосфора, то, значит, она чище
и в отношении других вредных примесей (кислорода, азота и др.),
трудно определяемых аналитически, и в особенности в отноше-
нии неметаллических загрязнений.
Обеспечение требуемой чистоты стали в отношении вредных
примесей и неметаллических загрязнений достигается выбором
шихты и способа выплавки стали. Наивысшая чистота достигается
при плавке в электрических печах, наинизшая —• при плавке в
16
Общие сведения о сталях
бессемеровских конверторах. С другой стороны, электросталь —
наиболее дорогая, а бессемеровская — наиболее дешевая. Исходя
из этих соображений и производится выбор способа выплавки стали
различных категорий качества. Конструкционные стали обык-
новенного качества выплавляются в мартеновских печах
или бессемеровских конверторах. Стали повышенного качества
выплавляются только в мартеновских печах. Качественные
стали выплавляются, как правило, в мартеновских печах и иногда в
электрических печах. Высококачественные стали, наобо-
рот, выплавляются, как правило, в электрических печах и только
в отдельных случаях могут выплавляться в мартеновских печах.
В тех случаях, когда одна и та же марка стали может быть и
качественной, и высококачественной, в конце буквенного обозна-
чения марки высококачественной стали ставится буква А.
>
2.	УГЛЕРОДИСТЫЕ СТАЛИ И ИХ ХАРАКТЕРИСТИКА
Конструкционные углеродистые стали. Конструкционные угле-
родистые стали по степени качества относятся к трем группам:
стали обыкновенного качества, стали повышенного
качества и стали качественные.
Химический состав и свойства конструкционных
углеродистых стале й обыкновенного и повышенного
качества нормируются ГОСТ 380—57. Все стали по этому стандарту
разделяются на три группы:
а)	стали I группы, поставляемые с гарантируемыми значениями
механических свойств; химический состав сталей этой группы,
кроме серы и фосфора, является факультативным (необязатель-
ным); основные марки сталей этой группы обозначаются так:
БСт. 3, БСт. 4, БСт. 5, БСт. 6 (бессемеровские стали) и Ст. 1,
Ст. 2, Ст. 3, Ст. 4,. Ст. 5, Ст. 6, Ст. 7 (мартеновские стали);
б)	стали II группы, поставляемые с гарантируемым химическим
составом; основные марки сталей этой группы обозначаются так:
Б09, Б16, Б23, БЗЗ (бессемеровские стали) и М09 кп, М12 кп,
М18кп, М18, М21; М26, М31, М44, М56 (мартеновские стали);
числа указывают содержание углерода в сотых долях процента,
а буквы «кп»—то, что сталь кипящая (остальные — спокой-
ные);
в)	стали III группы (сталей повышенного качества), поставляе-
мые одновременно и по химическому составу и по механическим
свойствам; основные марки сталей этой группы обозначаются
так: М09, М12, М16, М18а, М21а, М26а, М31а, М44а, М56а.
Чем больше число, обозначающее марку углеродистой ' стали
обыкновенного качества I группы, тем выше содержание в стали
углерода; в стали Сг. 1 содержание углерода не более 0,12%, встали
Ст. 4 не более 0,25%. Цифры 1, 2, 3 и т. д. в обозначении этих
Углеродистые стали и их характеристика
17
марок—лишь условный номер стали. Например, цифра 3 в марке
Ст. 3 не означает вовсе, как иногда думают, что в этой стали
содержится 0,3% углерода: действительное содержание углерода
в стали этой марки не более 0,22?^.
Чем больше в стали содержание углерода, тем выше значение
ее предела прочности, предела текучести, твердости и тем ниже зна-
чение относительного удлинения и ударной вязкости. Иначе говоря,
чем больше в стали углерода, тем при прочих равных условиях
выше ее прочность, упругость (определяемая пределом текучести)
и твердость и тем ниже ее пластичность (характеризуемая относи-
тельным удлинением) и ударная вязкость.
Технологические свойства, так же как и механические, в боль-
шой степени зависят от содержания углерода. Штампуемость в хо-
лодном состоянии и свариваемость резко ухудшаются с повыше-
нием содержания углерода. Обычно для изготовления деталей хо-
лодной штамповкой применяют стали марок М.09 кп—М18 кп,
а для изготовления сварных конструкций применяют сталь марки
Ml8. Резко ухудшается с повышением содержания углерода и
способность стали к огневой резке. Хорошо поддаются огневой резке
лишь стали марок Ст. 1—Ст. 4 и М09 кп—М31. Наоборот, зака-
ливаемость стали, т. е. ее способность повышать свою твердость
в результате закалки, резко повышается по мере возрастания
в стали углерода.
Применение сталей той или иной группы (т. е. группы I или
группы II) определяется в основном следующими соображениями.
Сварные конструкции обычно изготовляются из сталей группы II,
поскольку стали этой группы имеют гарантированный химический
состав, а от химического состава (точнее, от содержания углерода)
в очень большой степени зависит свариваемость. Основная масса
сварных конструкций изготовляется поэтому из стали марки Ml8,
а не из стали марки Ст. 3. Детали, которые подвергаются упроч-
няющей термической обработке (нормализации, закалке с отпуском)
тоже, как правило, должны изготовляться из сталей группы II, так
как для придания стали определенных механических свойств она
должна содержать определенное количество углерода. Детали же,
от которых требуются определенные механические свойства и ко-
торые изготовляются из проката без последующей термической
обработки, л. е. детали, механические свойства которых определя-
ются механическими свойствами- проката, изготовляются обычно
из сталей группы I.
Из конструкционных углеродистых сталей обыкновенного
качества изготовляют горячекатаный—так называемый рядовой
прокат: листы, прутки, швеллеры, двутавровые балки, уголки,
трубы, катанку, неответственные поковки небольшого веса. Из ста-
лей обыкновенного качества не изготовляют холоднотянутую (ка-
либрованную) сталь и проволоку.	'
2 Б. П. Захаров
18
Общие сведения о сталях
Химический состав и механические свойства конструкционных
углеродистых качественных сталей нормируется ГОСТ 1050—57.
В зависимости от содержания марганца качественные конструк-
ционные углеродистые стали подразделяются на две группы: груп-
пу I с нормальным содержанием марганца (не превышающим
0,80%) и группу II с повышенным содержанием марганца (мини-
мальное содержание 0,70%).
Марки стали I группы обозначаются двузначными числами,
указывающими среднее содержание в стали углерода в сотых до-
лях процента: 05 кп, 05, 08 кп, 08, 10 кп, 10, 15 кп, 15, 20 кп,
20, 25...85 (всего 23 марки). Стали марок 05 pi, 08 кп, 10 кп,
15 кп и 20 кп относятся к кипящим (раскисленным только
марганцем), стали остальных марок — к спокойным (раскислен-
ным кремнием и марганцем). Кипящие стали характеризуются
особо высокими пластическими свойствами и наиболее пригодны
для глубокой вытяжки.
Марки стали II группы (их 17 марок) с повышенным содержа-
нием марганца обозначаются двузначными числами, указывающими
среднее содержание углерода в сотых долях процента, и буквой Г,
обозначающей марганец: 20Г, 65Г и др. В обозначении восьми ма-
рок стали II группы после буквы Г ставится цифра 2 (10Г2, 30Г2
и др.); среднее содержание марганца в сталях этих марок равно
1,6%.
Качественность качественных конструкционных углеродистых
сталей выражается в следующем:
1) механические свойства этих сталей несколько выше меха-
нических свойств сталей обыкновенного качества (табл. 3);
Таблица 3
Сопоставление нормативных значений механических свойств конструкционных
углеродистых сталей обыкновенного качества и качественных
(сопоставляются стали с примерно одинаковым содержанием углерода)
Сопоставляемы марки				не менее		5g не менее	
обыкно- венного качества	качест- венная	обыкно- венного качества	качест- венная	обыкно- венного качества	качест- венная	обыкно- венного качества	каче- ствен- ная
Ст. 1	10	32—40	36—45			22	33	32
Ст. 3	20	40—50	44—54	25	26	25	26
Ст. 5	30	50—62	50—62	29	30	19	22
Ст. 6	45	60—72	64—76	32	36	14	17
Ст. 7	55	70	71—83	35	40	10	13
2) качественные стали принимаются и по химическому составу,
и по механическим свойствам.
Из качественных конструкционных углеродистых сталей изго-
товляют листы (горячекатаные и холоднокатаные), прутки и
Углеродистые стали и их характеристика
19
трубы (горячекатаные и холоднотянутые), проволоку, а также от-
ветствеиные поковки.
К числу конструкционных углеродистых сталей относятся и так
называемые автоматныестали (ГОСТ 1414—54). Эти стали
предназначены для изготовления мелких деталей (в частности,
крепежных) на станках и в ссобенности на автоматах. Для возмож-
ности применения скоростного резания эти стали должны обладать
высокой обрабатываемостью, т. е. легкостью обработки
снятием стружки. Плохая обрабатываемость обычных (неавтомат-
ных) низкоуглеродистых сталей объясняется их высокой пластич-
ностью и высокой вязкостью. При обработке на станках обычных
сталей получается льющаяся стружка, которая в результате тре-
ния о режущий инструмент вызывает сильный его нагрев и повышен-
ный износ. Поэтому при обработке обычных сталей приходится
снижать скорость резания и часто менять режущие инструменты,
что неблагоприятно отражается на производительности любого
станка и в особенности автоматов.
Чтобы повысить обрабатываемость низкоуглеродистых сталей,
следует понизить их пластичность. В этом случае будет получаться
не вьющаяся, а скалывающаяся (сыпучая) стружка, и трение ее
о режущий инструмент значительно понизится. Это позволит повы-
сить скорость резания и в то же время предохранит инструмент от
повышенного износа. Понижения пластичности низкоуглероди-
стых сталей и тем самым повышения их обрабатываемости дости-
гают введением в автоматные стали серы и фосфора в повышенном
количестве: серы до 0,30 % и фосфора до 0,15%. ГОСТ 1414—54 уста-
навливает четыре марки автоматных сталей. А12, А20, АЗО и А40Г.
Несмотря на повышенное содержание таких вредных для стали эле-
ментов, как сера и фосфор, механические свойства автоматных ста-
лей не так уж плохи: по сравнению с обычными и к тому же каче-
ственными сталями предел прочности и твердость автоматных ста-
лёй несколько выше, относительное удлинение несколько ниже и
лишь относительное сужение значительно (в полтора-два раза)
ниже.
Объясняется это достаточно просто. Сера представляет большую
опасность для стали, если она находится в стали в виде сернистого
железа, располагающегося в структуре стали в виде длинных вклю-
чений по границам зерен. Если же сера находится в структуре ста-
ли в виде небольших шарообразных включений сернистого мар-
ганца, то вред, причиняемый ею, значительно уменьшается. А в
автоматных сталях количество марганца специально повышено,
чтобы обеспечить выделение серы именно в виде включений серни-
стого марганца.
Инструментальные углеродистые стали. Химический состав
инструментальных углеродистых сталей уста-
новлен ГОСТ 1435—54. Существует восемь марок качественных ин-
2*
20
Общие сведения о сталях
струментальных сталей: У7, У8, У8Г, У9, У10, УН, У12, У13
и восемь марок высококачественных инструментальных сталей:
У7А, У8А, У8ГА, У9А, У10А, УНА, У12А и У13А. Буква У
указывает, что сталь углеродистая; число, стоящее за буквой У,
указывает содержание углерода в десятых долях процента; буква
Г, обозначающая марганец, показывает, что в соответствующей
марке стали марганец находится в повышенном количестве; буква
А, стоящая в конце обозначения марки стали, указывает, как
всегда, на принадлежность данной марки к числу высококачест-
венных.
Применение инструментальных углеродистых сталей опреде-
ляется содержанием в них углерода. Чем выше содержание в ста-
ли углерода, тем выше твердость стали в закаленном состоянии
и тем ниже ее ударная вязкость. Поэтому для слесарно-монтаж-
ного инструмента, подвергающегося в работе ударам (зубил, клейм,
молотков, кувалд ит. п.), применяют стали марок У7 и У7А. Инстру-
менты, подвергающиеся в работе ударам и в то же время требую-
щие повышенной твердости — матрицы, пуансоны, пробойники,
ножи ножниц для резки металла, пневматические зубила и т. д.,
изготовляются из сталей марок У8, У8А, реже У8Г, У8ГА, У9,
У9А.
Стали марок У10, У10А, УН, УНА, У12 и У12А применя-
ются в основном для режущих инструментов: сверл, фрез, метчиков,
разверток, плашек, напильников и т. д., а также для различных
калибров. Стали марок У13 и У13А применяются для изготовле-
ния инструментов, не подвергающихся ударам и требующих очень
большой твердости: зубил для насечки напильников, шаберов,
волочильного инструмента, бурового инструмента и т. д.
Стойкость инструментов, изготовленных из высококачественных
инструментальных сталей, несколько выше стойкости инструмен-
тов, изготовленных из качественных инструментальных сталей.
3.	ЛЕГИРОВАННЫЕ СТАЛИ И ИХ ХАРАКТЕРИСТИКА
Для большинства марок легированных сталей у нас в СССР
принята следующая система обозначений.
Марки конструкционных легированных ста-
лей обозначаются двузначным числом, указывающим содержа-
ние углерода в сотых Колях процента, и одной или несколькими
прописными буквами русского алфавита, указывающими, какими
элементами легирована данная сталь. Значения букв следующие:
X — хром
Н — никель
Г — марганец
С — кремний
В — вольфрам
Ф — ванадий
М — молибден
К — кобальт
Т — титан
Б — ниобий
Ю — алюминий
Легированные стали и их характеристика
21
Если содержание легирующего элемента меньше или равно 1 %,
то после соответствующей буквы число обычно не ставится; если
же содержание легирующего элемента больше 1%, то после соот-
ветствующей буквы ставится число, указывающее примерное со-
держание этого элемента в целых процентах. К последнему нужно,
впрочем, относиться с известной осторожностью: в некоторых слу-
чаях действительное содержание легирующего элемента отлично от
того, которое указано в обозначении марки. Так, напрймер, в стали
марки 40НМ содержание никеля установлено равным 1,50—2,00%,
а в стали марки 20Х2Н4 содержание никеля равно 3,25 — 3,75%.
Марки инструментальных легированных
сталей обозначаются однозначным числом (т. е. одной цифрой),
указывающим содержание углерода в десятых долях процента,
и одной или несколькими буквами, указывающими, какими эле-
ментами легирована данная сталь. Буквы имеют те же значения,
что и для конструкционных легированных сталей. Если содержа-
ние углерода в инструментальной легированной стали равно 1 %
или больше, то впереди буквенного обозначения марки стали цифр
не ставится. Так. например, в стали марки ХВГ углерода содер-
жится 0,90—1,05%.
Для марок высоколегированных конструк-
ционных сталей с особыми физико-химическими свойствами
принята та же система обозначений: только в большинстве случаев
впереди буквенного обозначения чисел, указывающих содержание
углерода, не ставится. Числа (однозначные) ставятся лишь в обо-
значениях тех марок стали, которые различаются между собой не
легирующими элементами, а именно содержанием углерода. Так,
например, четыре марки нержавеющих сталей, легированных хро-
мом и притом в одинаковом количестве (12—14%), обозначаются
так: 1X13 (содержание углерода меньше 0,15%), 2X13 (содержа-
ние углерода 0,16 — 0,24%), 3X13	(0,25 — 0,34%) и 4X13
(0,35—0,45%).
Помимо этой простой и рациональной системы обозначений,
существуют для некоторых групп сталей и иные обозначения.
Так, две стандартные марки быстрорежущих сталей обо-
значаются буквой Р (от английского слова «рапид» — быстрый)
с последующим числом (9 или 18), указывающим содержание в стали
основного легирующего элемента—вольфрагма: Р9 и Р18.
Марки шарикоподшипниковых сталей обозна-
чаются буквами ШХ (шарикоподшипниковая хромистая) и чис-
лами, указывающими примерное среднее содержание хрома в де-
сятых долях процента: ШХ6 (содержание хрома 0,4—0,7%), ШХ9
(0,9—1,2%), ШХ15 (1,3—1,65%).
Марки электротехнических сталей (динамных
и трансформаторных) обозначаются буквой Э и двузначными
или трехзначными числами, указывающими: первая цифра — при-
22
Общие сведения о сталях
мерное содержание в стали кремния в целых процентах; вторая
цифра — условное обозначение гарантированных магнитных
свойств стали; третья цифра (может быть только ноль) указывает,
что данная сталь холоднокатаная. Отсутствие третьей цифры по-
казывает, что сталь горячекатаная. Так, сталь марки Э41—горяче-
катаная электротехническая, содержащая около 4% кремния
(трансформаторная сталь), с нормальными удельными потерями при
перемагничивании с частотой 50 герц.
Многие опытные марки легированных сталей обозначаются
буквами ЭИ (электросталь исследуемая) и порядковым номером.
Если испытание такой опытной стали окажется удовлетворитель-
ным, то данная сталь в большинстве случаев становится стандарт-
ной и меняет свое обозначение. Так, например, опытная марка бы-
строрежущей стали ЭИ274 оказалась настолько удачной, что она
введена, в стандарт и известна теперь под маркой Р9.
По сравнению с конструкционными углеродистыми сталями
конструкционные легированные стали обладают более высокими
значениями предела прочности и предела текучести (табл. 4).
Последнее имеет особенно важное значение потому, что более
высокие значения предела текучести определяют и более высокие
значения допускаемых (расчетных) напряжений. Химический со-
став конструкционных легированных сталей нормируется ГОСТ
4543—48.
Всего имеется 102 стандартных марки конструкционных леги-
роваиных сталей.
Таблица 4
Сопоставление механических свойств углеродистых и легированных
конструкционных сталей в термически обработанном состоянии
(закалка и высокий отпуск)
Марка стали	Gy*		<5 5		
	не менее				
40	60	34	19	45	9
45	64	36	17	40	8
40Х	80	65	12	40	7
40ХС	90	70	12	45	6
• 40ХН	83	<5	13	45	8
ОХНЗМ (0,35%С)	100	84	13	45	8
ОХН4М (0,35%С)	105	90	12	40	8
Из числа конструкционных сталей особо выделяют группу рес-
сорно-пружинных сталей, химический состав и механические свой-
ства которых регламентируются ГОСТ 2052—53. Рессорно-пружин-
ные стали характеризуются высоким содержанием углерода: в уг-
Легированные стали и их характеристика
23
леродистых рессорно-пружинных сталях содержание углерода
находится в пределах 0,60—О,9О?/о, а в легированных—в преде-
лах 0,45—0,70%.
Химический состав инструментальных легированных сталей
нормирован ГОСТ 5950—51.
Совершенно особое место среди инструментальных легирован-
ных сталей занимают быстрорежущие. Замечательная
особенность этих сталей состоит в их высокой тепловой
стойкости (теплостойкости). Под тепловой стойкостью пони-
мается сохранение закаленной сталью твердости при повышенных»
температурах. Нагрев инструмента в работе вызывает самопроиз-
вольный отпуск стали и, как следствие, потерю твердости. Инстру-
менты, изготовленные из инструментальных углеродистых сталей,
сохраняют свою теплостойкость до температур около 200° При
нагреве инструмента выше этой температуры происходит значи-
тельное понижение твердости стали. Инструмент утрачивает свои
режущие свойства, «садится», и дальнейшая обработка им ста-
новится невозможной.
Теплостойкость инструментальных легированных сталей не-
сколько выше. Теплостойкость же быстрорежущих сталей дости-
гает температуры 600° Это значит, что инструменты из быстроре-
жущих сталей могут нагреваться в работе почти до температуры
600° и все-таки сохранять достаточную твердость, чтобы произво-
дить резание. Температура 600°—это температура темно-крас-
ного каления. Поэтому высокую теплостойкость быстрорежущих
сталей обычно называют красностойкостью. Быстрорежущие стали
легированы вольфрамом, хромом и ванадием. ГОСТ 5952—51 уста-
навливает две марки быстрорежущих сталей: Р18 (содержащую
18% вольфрама) и Р9 (содержащую 9% вольфрама).
К числу высоколегированных сталей с особыми физико-
химическими свойствами относятся: нержавеющие,
кислотостойкие, окалиностойкие, жаропрочные, стали с высоким
омическим сопротивлением, электротехнические, магнитные, не-
магнитные, износостойкие.
Нержавеющие стали обладают высокой коррози-
онной стойкостью против действия атмосферного воз-
духа*и влаги при обычных и повышенных температурах. Все не-
ржавеющие стали легированы хромом. Основными марками нержа-
веющих сталей являются 1Х13(ЭЖ1), 2Х13(ЭЖ2), ЗХ13(ЭЖЗ)
и 4Х13(ЭЖ4). В скобках указаны старые обозначения марок,
иногда еще применяющиеся и в настоящее время. Из нержавею-
щих сталей изготовляются лопатки паровых турбин, клапаны гид-
равлических насосов, предметы домашнего обихода (ножи, вилки,
баки стиральных машин и т. д.).
Кислотостойкие стали обладают высокой корро-
зионной стойкостью против действия различных ки-
24
Общие сведения о сталях
слот и других химических реагентов. Подобно нержавеющим ста-
лям, все кислотостойкие стали легированы хромом. В состав боль-
шинства кислотостойких сталей вводится также никель, а в неко-
торые, кроме того, марганец, молибден, титан и ниобий. Титан и
ниобий вводятся специально для того, чтобы улучшить сваривае-
мость этих сталей. Дело в том, что в результате выделения карби-
дов при сварке кислотостойких сталей, не содержащих титана
или ниобия, участки около шва утрачивают в значительной сте-
пени коррозионную стойкость, и в работе эти места подвергаются
коррозионному разрушению. При сварке же кислотостойких ста-
лей, содержащих титан или ниобий, структурных изменений в
месте сварки не происходит и она сохраняет высокую коррозион-
ную стойкость. К числу наиболее часто применяемых кислотостой-
ких сталей относятся стали марок XI7, Х25, Х28, 1Х18Н9Т
(ЭЯ1Т), 2Х18Н9 (ЭЯ2), Х18Н11Б, Х18Н12МЗТ.
Окалиностойкие стали (неправильно называемые
иногда жароупорными) обладают высокой стойкостью против га-
зовой коррозии при высоких температурах. В состав всех окалино-
стойких сталей входит хром. Некоторые из них легированы также
кремнием, алюминием, никелем и титаном. Стали марок Х18Н25С2
и Х25Н2ОС2 окалинсстойки до температуры 1000—1100° Из ока-
линостойких сталей изготовляются части печных конвейеров, му-
фели, защитные кожухи термопар и т. п.
Жаропрочные стали — это те окалиностойкие стали,
которые сохраняют при высоких температурах достаточно высо-
кую прочность. Все жаропрочные стали легированы хромом и,
кроме того, содержат молибден (Х5М), молибден и кремний (Х6СМ,
Х7СМ, Х10С2М), никель и кремний (Х13Н7С2), никель, воль-
фрам и молибден (4Х14Н14В2М, 1Х14Н14В2М), никель, молибден
и титан (Х18Н12МЗТ), никель, кремний, вольфрам и молибден
(Х14Н14СВ2М). Жаропрочной является также кислотостойкая
хромоникелевая сталь марки 1Х18Н9Т, легированная титаном.
Менее легированные стали, в частности, так называемые сильхро-
мы (стали, легированные хромом, кремнием и молибденом Х6СМ,
Х7СМ, Х10С2М) применяются для деталей, работающих при тем-
пературе 350—500°. Из этих сталей изготовляют клапаны автомо-
бильных двигателей. Для работы при более высоких температурах
(500—650°) применяются более высоколегированные стали. Это
стали для деталей газовых турбин и реактивных двигателей. Для
работы при еще более высоких температурах (650—800°) приме-
няются сплавы на никелевой или кобальтовой основе.
Стали св ы соки м омическим сопротивлением
имеют высокое значение удельного сопротивления, достигающего
1,0—1,3 ом-мм2’М, т. е. в 10—12 раз больше удельного сопро-
тивления железа. Вместе с тем эти стали окалиностойки. Поэтому
из этих сталей изготовляют проволоку и ленту, из которых дела-
Легированные стали и их характеристика	25
ют нагреватели электрических печей. Все эти стали легирова-
ны хромом и алюминием. Характерным для этих сталей является
очень низкое содержание углерода (меньше 0,1%). Причем, чем
меньше в этих сталях углерода, тем более высокую температуру
нагрева они в состоянии выдерживать при длительной работе.
Химический состав рассмотренных групп высоколегированных
сталей нормируется ГОСТ 5632—51.
Электротехнические стали делятся на динам-
ные и трансформаторные. Электротехнические ста-
ли легированы кремнием, содержание которого в динамных сталях
марок Э1, Э2 и ЭЗ составляет соответственно примерно 1, 2 и 3%,
а в трансформаторной стали марки Э4 примерно 4% (ГОСТ 802—52
на электротехнические стали не устанавливает точного химичес-
кого состава этих сталей; марки электротехнических сталей
различаются по магнитным свойствам). Углерода во всех марках
электротехнической стали должно быть не больше 0,1%, так как
он сильно ухудшает магнитные свойства этих сталей. Электротех-
нические стали обладают высокой магнитной индукцией, очень
низкой коэрцитивной силой и низкими ваттными потерями (т. е.
тепловыми потерями электроэнергии на перемагничивание). Из
листов динамной стали выштамповывают заготовки для полюсов
и других магнитопроводов электрических машин, а из листов
трансформаторной стали — заготовки для сердечников трансформа-
торов.
Стали для постоянных магнитов, в противополож-
ность электротехническим, должны иметь, помимо высокой магнит-
ной проницаемости, также высокие значения коэрцитивной силы.
Стали для постоянных магнитов легируются хромом, вольфрамом
и кобальтом. ГОСТ 6862—54 устанавливает пять марок сталей для
постоянных магнитов: две хромистые ЕХ и ЕХЗ, одну вольфрамо-
вую Е7В6, одну хромокобальтовую ЕХ5К5 и одну хромо кобальто-
молибденовую ЕХ9КД5М. Особенно высокие магнитные свойства
имеют кобальтовые стали. В последнее время магнитные стали все
больше вытесняются литыми железоникелеалюминиевыми спла-
вами типа альни, альниси, альнико и магнико.
Немагнитные (точнее маломагнитные) стали
применяются для тех деталей электрических машин, которые долж-
ны быть прочны, как сталь и немагнитны, как медь или бронза,
например бандажные кольца турбогенераторов. Из немагнитных
сталей чаще других применяется сталь марки Н9Г9, содержащая
0,50% углерода. Стандарта на немагнитные стали ещеше сущест-
вует.
Износостойкие стали исключительно хорошо сопро-
тивляются абразивному износу, т. е. истиранию под действием пес-
ка, земли, руды и т. п. веществ, сопровождающемуся наклепом
стали. Из износостойких сталей делаются щеки дробильных машин,
26
Общие сведения о сталях
корпуса вихревых и шаровых мельниц, козырьки экскаваторных
ковшей и землечерпалок, крестовины рельсовых путей и т. п. Из
износостойких сталей можно назвать только одну — высокомарган-
цовую сталь Гадфильда (по имени предложившего ее крупного ан-
глийского металловеда). Эта сталь содержит 1,0—1,3% углерода
и 11—13% марганца. Сталь этой марки обычно обозначается Г13
(стандарта на эту сталь еще не издано).
4.	ДИАГРАММА СОСТОЯНИЯ СПЛАВОВ ЖЕЛЕЗА С УГЛЕРОДОМ
Диаграмма состояния сплавов железа с углеродом представлена
на фиг. 1. Эта диаграмма относится к таким состояниям железо-
углеродистых сплавов, когда в процессе их первичной и вторичной
кристаллизации происходит выделение соответственно из жидкого
Ф?г. 1. Диаграмма состояния сплавов железо — углерод:
I—жидкий раствор + твердый раствор 5; 2 — твердый раствор 5; 3 — твердый рас-
твор 6-{-аустенит; 4 — твердый раствор а (феррит); 5 — феррит + аустенит; 6 — жидкий
раствор^- цементит.
и твердого растворов углерода не в чистом виде (т. е. в виде графи-
та), а в виде химического соединения — карбида железа или це-
ментита РезС. Таким образом, этой диаграммой охватываются со-
стояния только сталей и белых чугунов. Для изучения состояния
серых чугунов одной этой диаграммы недостаточно.
В различных областях диаграммы написаны названия фаз, су-
ществующих при температурах и концентрациях, определяемых
границами (линиями) областей.
Диаграмма состояния сплавов железа с углеродом
27
Напомним, что фазой сплава называется совокупность однород-
ных в физическом и химическом отношении частей сплава, имеющих
одинаковую кристаллическую решетку и отделенных от остальных
частей поверхностями раздела. Жидкий раствор и твердый раствор
того же химического состава — различные фазы, потому что их фи-
зическое (агрегатное) состояние различно. Две модификации же-
леза — a-Fe и y-Fe — различные фазы, поскольку их кристалли-
ческие решетки различны.
Области диаграммы, заключенные между линиями ликви-
дуса ABCD и солидуса AIECF, соответствуют при ох-
Фиг. 2. Левый нижний («стальной») угол диаграммы состояния
сплавов железо—углерод (область вторичной кристаллиза-
ции стали).
лаждении сплавов процессу первичной кристаллизации, т. е. про-
цессу затвердевания жидкого раствора, а области диаграммы, за-
ключенные между линиями GSECF и PSK, соответствуют процес-
су вторичной кристаллизации, выражающемуся в распаде
твердого раствора—аустенита.
Большинство процессов термической обработки стали (неко-
торые виды отжига, нормализация, закалка, цементация) связано
с процессами вторичной кристаллизации. Поэтому рассмотрим
более подробно левый нижний угол диаграммы состояния (фиг. 2).
При температурах выше линий GS и SE существует одна фаза —
аустенит.
Каждая точка на линиях GS и SE показывает температуру, при
которой в охлаждающейся стали начинает происходить процесс
распада аустенита. В доэвтектоидных сталях, содержащих угле-
28
Общие сведения о сталях
рода меньше 0,8%, распад аустенита выражается в выделении иэ
него новой фазы — феррита. Выделение феррита в процессе
распада охлаждающегося аустенита происходит непрерывно: на-
чинается при температуре Аз (на линии 6S) и заканчивается при
температуре Ai (на линии PSK). По мере выделения феррита концен-
трация углерода в аустените непрерывно повышается и достигает
при температуре 723° (линия PSK) концентрации 0,8% (точка S).
В заэвтектоидных сталях, содержащих больше 0,8% углерода,
распад аустенита выражается в выделении из него цементита.
Выделение цементита в процессе распада охлаждающегося аусте-
нита происходит непрерывно, начинаясь при температуре Дз (или
Асгп на линии ES) и заканчиваясь при температуре Ai (на линии
PSK)' По мере выделения цементита концентрация углерода в
аустените непрерывно понижается и достигает при температуре At
(на линии PSK) концентрации также 0,8% (точка S).
Таким образом, любая сталь — и доэвтектоидная, и заэвтекто-
идная — при достижении в процессе медленного охлаждения тем-
пературы Ai имеет в своей структуре, помимо феррита или цемен-
тита, зерна аустенита, содержащие 0,8% углерода. При темпера-
туре Д1 процесс вторичной кристаллизации завершается эвтек-
тоидным распадом оставшихся зерен аустенита. Аусте-
нит распадается на смесь двух фаз: феррита и цементита.
В результате рассмотренных превращений формируется струк-
тура стали. Но для того чтобы установить, какова будет эта струк-
тура, знания одной только диаграммы состояния совершенно не-
достаточно. Поясним это примером.
При температуре Д1, как было только что выяснено, вторичная
кристаллизация стали завершается эвтектоидным распадом аусте-
нита на смесь двух фаз: феррита и цементита. При относительно
медленном охлаждении эта феррито-цементитная смесь получится
достаточно дифференцированной, и при увеличении около 500 мы
достаточно хорошо сможем рассмотреть ее строение. Такую фер-
рито-цементитную смесь называют перлитом. При более быст-
ром охлаждении также произойдет распад аустенита на феррито-
цементитную смесь, но строение ее окажется гораздо менее диффе-
ренцированным, и нам придется применить значительно большие
увеличения (около 1000—1500), чтобы отчетливо различить ее строе-
ние. Такую феррито-цементитную смесь называют сорбитом.
При еще больших скоростях охлаждения также получится ферри-
то-цементитная смесь, но строение ее настолько мало, что его мож-
но отчетливо различить только при помощи электронного микро-
скопа. Такую феррито-цементитную смесь называют т р о о с т и-
т о м.
Таким образом, во всех трех случаях фазовый состав стали бу-
дет совершенно одинаков: феррит и цементит. Структура же стали
и ее свойства будут в этих трех случаях существенно различны.
Диаграмма состояния сплавов железа с углеродом
29
Из этого примера следует сделать очень важный вывод о том,
что формирование структуры стали (и вообще
любого сплава) определяется кинетикой фазо-
вых превращений, т. е. протеканием этих превращений
во времени. Практика термической обработки стали основана, если
не целиком, то в значительной части именно на учете кинетики фа-
зовых превращений, происходящих при вторичной кристаллизации
стали.
Очень важно отметить также и то, что в реальных условиях тем-
пературы превращения Ai и Лз отличаются от тех, которые указы-
ваются диаграммой состояния. В реальных условиях распад аусте-
нита в феррито-цементитную смесь совершается не при 723°, как
указывает диаграмма, а несколько ниже. Обратное превращение
феррито-цементитной смеси в аустенит при нагревании — при тем-
пературах выше 723°, т. е.
Л1>723° при нагреве
и А 1^723° при охлаждении.
Действительное значение температуры Ai зависит от скорости
нагрева или охлаждения.
Таким образом, из всего изложенного вытекает, во-первых,
что диаграмма состояния не может объяснить совершающееся в
реальных условиях термической обработки формирование той или
иной структуры стали и, во-вторых, что действительные темпера-
туры протекающих в тех же условиях фазовых превращений в боль-
шей или меньшей степени отличаются от температур, указывае-
мых диаграммой состояния. Спрашивается, что же в таком случае
может дать диаграмма состояния, какую пользу может она принести
при практическом осуществлении термической обработки.
Во-первых, на основании диаграммы состояния мы имеем воз-
можность совершенно точно установить, какой фазовый состав при
любой температуре имеет сплав в равновесном состоянии и, следо-
вательно, к какому фазовому составу будет стремиться сплав, на-
ходящийся в неравновесном состоянии. Существование равновес-
ного состояния системы определяет направление самопроизволь-
ных процессов, которые совершаются или могут совершаться в си-
стеме, находящейся в неравновесном состоянии.
Во-вторых, в процессе медленного нагрева в области высоких
температур осуществляется достаточно близкое приближение
сплава к равновесному фазовому состоянию. Следовательно, дей-
ствительные температуры фазовых превращений почти совпадают
с теми, которые указывает диаграмма состояния. Поэтому выбор
температур нагрева под отжиг, нормализацию и закалку произво-
дят на основании диаграммы состояния.
В-третьих, диаграмма состояния позволяет установить темпера-
турные пределы фазовых превращений.
30
Общие сведения о сталях
Состояние сталей, близкое к равновесному, достигается в ре-
зультате очень медленного охлаждения с температур выше темпе-
ратуры Аз и получается на практйке при отжиге. Структуры ото-
жженных углеродистых сталей при комнатных температурах состоят
в зависимости от содержания углерода:
из перлита и феррита — стали доэвтектоидные (С< 0,8%)
из перлита — сталь эвтектоидная (С= 0,8%)
из перлита и цементита — стали заэвтектоидные (С > 0,8%)
Сделаем одну терминологическую оговорку. Часто говорят:
«структура стали состоит из перлита и феррита». Это выражение
не совсем точно: каждая сталь, как и всякое кристаллическое тело,
состоит из зерен (кристаллов). Поэтому правильнее сказать так:
«структура стали состоит из зерен перлита и зерен феррита». Если
же условиться под ферритом понимать не только определенную
фазу, но и совокупность всех зерен феррита в структуре стали, а
под перлитом понимать не только структурную составляющую,
но и совокупность всех зерен перлита в структуре стали, то в этом
случае можно при описании структуры стали опускать слово «зер-
на». Условившись об этом, мы в дальнейшем позволим себе гово-
рить сокращенно так: «структура стали состоит из перлита и фер-
рита».
5.	ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ
Изучение равновесных превращений в сталях, легированных
одним элементом, следовало бы производить на тройных диаграм-
мах: железо—углерод—легирующий элемент; легированных двумя
элементами — на четверных диаграммах и т. д. Но тройные диаг-
раммы очень сложны, недостаточно исследованы и пользование
ими на практике затруднительно . Еще более сложны четверные диа-
граммы. Обычно при изучении легированных сталей рассматри-
вают двойные диаграммы состояния железо — легирующий элемент
и изучают влияние легирующих элементов на положение линий и
точек диаграммы состояния железо — углерод.
Все диаграммы состояния железо — легирующий элемент можно
для основных легирующих элементов свести к двум основным ти-
пам (фиг. 3). Различие между ними сводится к тому, как легирую-
щие элементы влияют на расширение или сужение области сущест-
вования гамма-раствора, т. е. твердого раствора легирующего эле-
мента в гамма-железе.
Одни легирующие элементы (Ni, Мп) расширяют область гамма-
раствора (фиг. 3, а) и, следовательно, снижают точку Аз и повы-
шают точку А4. Чем больше в1 сплаве легирующего элемента, тем
при более высокой температуре совершается превращение А4 и
тем при более низкой превращение Аз. Из этого следует, что
сплавы с небольшим содержанием легирующего элемента (сплав I)
при комнатной температуре состоят из твердого раствора леги-
Фазовые превращения в легированных сталях
31
рующего элемента в альфа-железе (будем называть его альфа-рас-
твором). При повышении температуры в сплаве I происходит полная
фазовая перекристаллизация и при температуре сплав I состоит
из гамма-раствора.
Сплавы с большим содержанием легирующего элемента (сплав II)
при комнатной температуре состоят из двух фаз: альфа-раство-
Фиг. 3. Схемы основных "диаграмм состояния сплавов железо — легирующий
элемент.
ра и гамма-раствора. При повышении температуры альфа-рас-
твор превращается в гамма-раствор и при температуре /2 сплав II
состоит полностью только из гамма-раствора. Таким образом, в
сплавах, подобных сплаву II, происходит только частичная фазо-
вая перекристаллизация.
Наконец, при еще большем содержании легирующего элемен-
та (сплав III) сплав при всех температурах состоит только из
гамма-раствора. Фазовой перекристаллизации в сплавах III не
происходит вовсе.
Наличие в рассмотренных сплавах углерода, делая эти спла-
вы легированными сталями, хотя и вносит некоторые количест-
венные изменения, но оставляет в основном неизменным харак-
тер описанных фазовых превращений.
Низколегированные стали (соответствующие сплавам I) при
комнатной температуре состоят из двух фаз: феррита (альфа-рас-
твора) и карбида (цементита, если легирующий элемент не об-
разует карбидов, или сложного карбида типа FewMenC, если
легирующий элемент карбидообразующий). В зависимости от
содержания углерода эти стали в отожженном состоянии при
комнатной температуре могут быть доэвтектоидными (феррит —
32
Общие сведения о сталях
перлит), эвтектоидными (перлит) и заэвтектоидными (перлит—вто-
ричные карбиды). При температурах А±—А3 (фиг. 1) в этих ста-
лях происходит полная фазовая перекристаллизация, подобная той,
которая происходит в углеродистых сталях. Это стали перлит-
ного класса.
Более легированные стали (соответствующие сплавам II) имеют
в отожженном, состоянии при комнатной температуре структуру,
состоящую из аустенита и перлита (плюс в зависимости от содер-
жания углерода феррит или вторичные карбиды). При темпера-
турах —А3 (фиг. 1) в этих сталях происходит частичная фа-
зовая перекристаллизация: перлит + феррит, перлит, перлит +
вторичные карбиды превращаются в аустенит. Аустенитная фаза,
которая находилась в структуре при комнатной температуре, уча-
стия в фазовой перекристаллизации не принимает. Эго стали полу-
аустенитного класса.
Высоколегированные стали (соответствующие сплавам III)
имеют при всех температурах структуру аустенита. Фазовой пере-
кристаллизации в этих сталях не происходит. Это стали аустенит-
ного класса.
Другие легирующие элементы (Сг, W, Mo, V, Si, Al) сужают
область существования гамма-раствора (фиг. 3, б). Все сплавы
железа 'с легирующими элементами этой группы состоят при
комнатной температуре только из альфа-раствора. Различие
между сплавами IV (с малым содержанием легирующего эле-
мента), V (с более высоким содержанием) и VI (с большим со-
держанием легирующего элемента) сводится к различию их спо-
собности к фазовой перекристаллизации: сплавы IV способны к пол-
ной фазовой перекристаллизации; в сплавах V фаговая перекри-
сталлизация охватывает только часть альфа-раствора; в сплавах
VI фазовая перекристаллизация не происходит вовсе.
Стали, легированные небольшим количеством элементов этой
группы (соответственно сплавам IV), в отожженном состоянии при
комнатной температуре состоят из зерен перлита и в зависимости
от содержания углерода — зерен феррита или вторичных карбидов.
Эти стали способны к полной фазовой перекристаллизации. Это
стали перлитного класса.
Стали с более высоким содержанием легирующих элементов
(соответственно сплавам V) способны только к частичной перекри-
сталлизации. Это стали полуферритного класса.
Наконец, высоколегированные стали (соответствующие спла-
вам VI) не имеют фазовых превращений вовсе. Их структура при
всех температурах состоит из альфа-раствора или, если сталь леги-
рована карбидообразующим элементом п количество углерода в ней
значительно, альфа-раствора и карбидов. Это стали ферритного
класса. При высоком содержании углерода в сталях, легированных
элементами как первой, так и второй группы, в их структуре оказы-
Фазовые превращения в легированных сталях
33
вается ледебуритная эвтектика. В результате ковки ледебуритная
эвтектика разбивается на ряд обособленных ледебуритных карби-
дов. Это стали карбидного класса.
Таким образом, в зависимости от способности к фазовой пере-
кристаллизации и от фазового состава при комнатной температуре
легированные стали могут относиться к шести структурным клас-
сам. Если исключить практически мало интересные полуаустенит-
ный и полуферритный классы, то большинство легированных ста-
лей относятся к следующим четырем основным структурным клас-
сам: перлитному, аустенитному, ферритному, карбидному.
К сталям перлитного класса относятся все конструк-
ционные низколегированные стали, большая часть инструменталь-
ных легированных сталей (с относительно низким содержанием уг-
лерода), а также нержавеющие стали марок 1X13—4X13. Струк-
тура стали перлитного класса в отожженном состоянии представ-
лена на фиг. 4.
К сталям аустенитного класса относятся высоко- и
сложнолегированные кислотостойкие стали марок 0Х18Н9, 1Х18Н9,
1Х18Н9Т, 2Х18Н9, Х13Н4Г9; немагнитные стали; износостойкая
сталь Г13. Структура стали аустенитного класса представлена
на фиг. 5. То обстоятельство, что наиболее типичные кислотостой-
кие стали относятся к аустенитному классу, вполне закономерно:
как известно из теории коррозии, сплавы с однородной (однофазной)
структурой обладают более высокой коррозионной стойкостью,
чем сплавы с гетерогенной структурой. Понятно также, почему
немагнитные стали должны иметь аустенитную структуру: из всех
фаз железоуглеродистых сплавов только аустенит немагнитен. Высо-
кая износостойкость деталей из высокомарганцовой стали Г13
объясняется тем, что аустенит при абразивном трении, сопровождае-
мом наклепом, превращается в мартенсит, и твердость поверхност-
ного слоя резко повышается.
Стали ферритного класса — высоколегированные хро-
мистые окалиностойкие стали марок Х25, Х25Т, Х28; стали с вы-
соким омическим сопротивлением; трансформаторные стали. Струк-
тура стали ферритного класса представлена на фиг. 6.
К сталям карбидного класса относятся некоторые
инструментальные стали, такие, как хромистые марок Х12, Х12М,
быстрорежущие марок Р9 и Р18. В литом состоянии в структуре
стали карбидного класса имеется ледебуритная эвтектика (фцг. 7).
Ковка и прокатка разделяют ледебуритную эвтектику на отдель-
ные зерна, и в отожженном состоянии кованые стали карбидного
класса имеют структуру, состоящую из зернистого перлита и бо-
лее крупных зерен вторичных и ледебуритных карбидов (фиг. 8).
Обратимся теперь к рассмотрению влияния легирующих эле-
ментов на положение точек и линий диаграммы состояния сплавов
железа с углеродом.
3 Б. П. Захаров
34
Общие сведения о сталях
Фиг. 4. Структура легиро-
ванной стали перлитного
класса в отожженном состоя-
нии. Феррит и сорбит, х 300.
Фиг. 5. Структура легиро-
ванной стали аустенитного
класса. Аустенит, х 300.
Фиг. 6. Структура легирован-
ной сталй ферритного класса.
Феррит и карбиды, х 300.
Фиг. 7. Структура литой
быстрорежущей стали, х 500.
Фазовые превращения в легированных сталях
35
Все легирующие элементы, за исключением алюминия и кобаль-
та, сдвигают влево точки S и Е диаграммы и тем сильнее, чем
больше содержание их в стали. Этим объясняется, в частности, то
обстоятельство, что быстрорежущие стали, содержащие только
0,70—0,95% углерода, оказыва-
ются принадлежащими к карбид-
ному классу, т. е. лежащими на
диаграмме состояния правее точ-
ки Е. Что касается значения
температуры А3, то из рассмот-
рения фиг. 3 слёдует, что леги-
рующие элементы, суживающие,
гамма-область (W, Mo, V, Si, Al),
повышают точку .43, а легирую-
щие элементы, расширяющие
гамма-область (Ni, Мп), пони-
жают ее. Влияние Сг сводится
к тому, что при большом его со-
держании он повышает точку А3,
а при малом понижает. Анало-
гично этому влияют легирующие
элементы на положение точки Аг.
Из этого следует, что темпе-
ратура закалки хромистых, воль-
фрамовых и других сталей, леги-
Фиг. 8. Структура легированной стали
карбидного класса (быстрорежущей
марки Р18) в отожженном состоянии.
Зернистый перлит и ледебуритные и
вторичные карбиды, х 500.
рованных элементами, суживающими гамма-область, должна быть
выше температуры закалки углеродистых сталей с тем же содержа-
нием углерода, а никелевых и марганцевых, наоборот, ниже.
ЛИТЕРАТУРА
I.	И. А. Одинг, Основы прочности металлов паровых котлов, турбин и
турбогенераторов, Госэнергоиздат, 1949.
2.	М. Ф. С и ч и к о в, Металлы в турбостроении, Машгиз, 1954.
3.	В. А. Делле, Легированная конструкционная сталь, Металлургиз-
дат, 1953.
4.	А. Д. А с с о н о в, Металлы и сплавы в автостроении, Машгиз, 1954.
5.	М. Л. Бернштейн, Стали и сплавы для работы при высоких тем-
пературах, Металлургиздат, 1956.
6.	Ф. Ф. Химушин, Нержавеющие, кислотоупорные и жароупорные
стали, Металлургиздат, 1945.
7.	А. С. 3 а й м о в с к и й и В. В. У с о в, Металлы и сплавы в электро-
технике, Госэнергоиздат, 1949.
8.	Ю. А. Геллер [13].
9.	Л. Я- Либерман и М. И. Пейсихис, Справочник по свойствам
сталей, применяемых в котлотурбрстроении, Машгиз, 1955.
10.	Марочник конструкционных сталей станкостроения, ЭНИМС, Маш-
гиз, 1947.
11.	Справочники [23] и [24] содержат очень богатый материал по свойст-
вам сталей и их характеристике.
3*
36
Превращения в стали при ее нагреве
ГЛАВА II
ПРЕВРАЩЕНИЯ В СТАЛИ ПРИ ЕЕ НАГРЕВЕ
6.	ПРЕВРАЩЕНИЕ ПЕРЛИТА В АУСТЕНИТ
Превращение двухфазной феррито-цементитной смеси — пер-
лита в твердый раствор аустенит совершается при температуре Ах.
Для углеродистых сталей численное значение температуры Дх в
условиях очень медленного нагревания равно 723° В реальных
условиях нагревания превращение перлита в аустенит совершается
при температурах более высоких (А1>723°).
Фиг. 9. Схема превращения перлита в аустенит.
Проследим, как совершается превращение перлита в аустенит
в стали эвтектоидного состава. Для этого рассмотрим часть зерна
перлита (фиг. 9, а). Пластинки цементита непосредственно сопри-
касаются с ферритом. Атомы углерода (находящиеся в цементите)
все время стремятся проникнуть в кристаллическую решетку же-
леза, причем с повышением температуры это стремление все уси-
ливается. Действительно, растворимость углерода в феррите, хотя
и незначительная по абсолютной величине, постепенно увеличи-
вается с повышением температуры (см. фиг. 2).
При достижении температуры Аг кристаллическая решетка
альфа-железа в участках, непосредственно примыкающих к пла-
стинкам цементита, перестраивается в кристаллическую решетку
гамма-железа (фиг. 9, б). В следующие моменты происходит по-
степенное растворение цементита в этих, только что образовавших-
ся участках гамма-железа (фиг. 9, в). Получаются начальные зер-
на аустенита, в которых растворяется окружающий их феррит,
что приводит к постепенному росту аустенитных зерен. С другой
стороны, в этих зернах одновременно происходит растворение пла-
стин цементита (фиг. 9, г). Эти оба процесса протекают до тех пор,
пока не произойдет полного растворения феррита и цементита.
Судя по экспериментальным данным, растворение феррита опере-
жает растворение цементита. Иными словами, к тому моменту,
Превращение перлита в аустенит
37
когда заканчивается растворение феррита, в структуре стали ос-
таются еще небольшие зернышки нерастворепного перлитного це-
ментита (фиг. 9, р). Когда произойдет окончательное растворение
этих зернышек цементита, структура стали станет фазово однород-
ной и будет состоять только из одних зерен аустенита. Но зерна
аустенита некоторое время остаются химически неоднородными:
в дех местах, где были пластинки цементита, концентрация угле-
рода велика, в периферийных же участках концентрация углерода
низка (фиг. 9, ё). Диффузия постепенно выравнивает концентрацию
углерода по всему зерну аустенита. Получаются химически одно-
родные зерна аустенита.
Из рассмотрения этой схемы превращения можно сделать за-
ключение, что около каждой пластинки цементита образуется са-
мостоятельное зерно аустенита. Но как только эти начальные зерна
аустенита соприкоснутся одно с другим, так начнется процесс их
объединения в результате собирательной рекристаллизации. Этот
процесс протекает одновременно с последними стадиями процесса
превращения. К концу превращения на месте одного зерна перлита
окажется только несколько зерен аустенита.
Таков механизм превращения перлита в аустенит. Рас-
смотрим теперь кинетику этого превращения, т. е. протека-
ние превращения во времени.
Кинетика превращения перлита в аустенит изучается таким
образом. Небольшие образцы стали быстро вносят в ванну, нагре-
тую до какой-либо постоянной температуры выше равновесной.
Так как образцы берутся небольшие, то можно считать, что они
очень быстро нагреваются до температуры ванны.
Задача эксперимента сводится к тому, чтобы установить ско-
рость превращения перлита в аустенит. За начало отсчета прини-
мается момент, когда образец помещается в печь. Степень превра-
щения можно оценивать различными способами. Например, мож-
но заложить в ванну несколько совершенно одинаковых образцов,
вынимать их по одному через равные промежутки времени и немед-
ленно закаливать, и затем изучать их структуру или определять
их твердость. Очевидно, что чем больше степень превращения,
т. е. чем больше перлита превратится в аустенит, тем больше по-
лучится и мартенсита в закаленных образцах и тем выше будет
их твердость. Так, по изменению структуры и твердости или по из-
менению какого-либо иного физического свойства можно судить
о протекании превращения во.времени.
О степени превращения перлита в аустенит можно судить еще
более просто: по изменению магнитных свойств образцов в про-
цессе превращения. Дело в том, что перлит магнитен, а аустенит
немагнитен. По мере протекания превращения значения магнитных
свойств станут постепенно уменьшаться, пока не достигнут при за-
вершении превращения нулевого значения.
38	Превращения в стали при ее нагреве
Для регистрации изменения магнитных свойств образца при
превращении применяют особые приборы — магнитометры; схема
одного из них представлена на фиг. 10. Магнитометр состоит из
сильного постоянного магнита 1. По его оси просверлено сквозное
отверстие, в которое вставлена трубка 4 с расплавленной солью.
Вокруг трубки намотана нихромовая проволока, защищенная те-
плоизоляционным веществом 2. Таким образом, трубка 4 представ-
ляет собой ванну, которую можно нагреть до определенной задан-
ной температуры. Исследуемый образец 8 укрепляется на конце
стержня 3, изготовленного из немагнитного металла. В образце 3,
помещенном в ванну, происходят фазовые превращения. Периоди-
чески образец поднимают вверх так, чтобы он оказался в межпо-
люсном пространстве и занял положение 5. При этом изменится
величина магнитного потока, что будет зарегистрировано измери-
тельной баллистической катушкой 6У соединенной с гальваномет-
ром 7. Преимущество этого способа состоит в том, что достаточно
только одного образца для того, чтобы проследить процесс превра-
щения от начала до конца. Необходимость в закалке отпадает.
Результаты изучения кинетики превращения перлита в аустенит
при нескольких постоянных температурах (или, как принято гово-
рить, кинетики изотермического превращения) представлены на
фиг. 11. Из этой диаграммы следует, что чем ниже температура изотер-
мической выдержки, тем дольше протекает процесс превращения.
По данным этой диаграммы можно построить другую, более удоб-
ную для пользования — в координатах температура — время
(фиг. 12). Сплошная кривая на этой диаграмме соответствует тем-
пературам окончания превращения перлита в аустенит, если оно
совершается при постоянной температуре (изотермически). Что
касается начала превращения, то, по-видимому, можно считать,
что оно начинается сразу же, как только сталь достигла темпера-
туры изотермической выдержки. Так, если сталь помещена в печь
с температурой и достигла этой температуры, то начало превра-
щения перлита в аустенит определяется точкой Htit а конец пре-
вращения— точкой Кщ. Длительность превращения определяется
отрезком Ht, —
При помощи этой же диаграммы (фиг. 12) можно определить
кинетику превращения при непрерывном нагреве. На диаграмме
проведены три прямые vlt v2 и v3, соответствующие нагреву с раз-
личной скоростью: чем более круто поднимается прямая, тем, оче-
видно, больше и скорость нагрева. Значит, прямая соответ-
ствует нагреву с малой скоростью, прямая v2 — нагреву с большей
скоростью, а прямая v3 —нагреву с очень большой скоростью. На-
чало превращения при непрерывном нагреве с любой скоростью
происходит при одной и той же температуре, равной, или, точнее,
несколько большей температуры Л1 (точки Hlt Н2, Н3). Конец
превращения определяется точками К2 и К3.
Превращение перлита в аустенит	39
Фиг. 10. Схема магнитометра. Фиг. 11. Кинетика превращения пер-
лита в аустенит.
Фиг. 12. Сводная кинетическая диаграмма превращения^перлита
в аустенит.
Фиг. 13. Влияние формы
перлита на кинетику пре-
вращения его в аустенит.
Нпрма мн
40
Превращения в стали при ее нагреве
Таким образом, как следует из этой диаграммы, превращение
перлита в аустенит при непрерывном нагреве совершается в интер-
вале температур. Чем медленнее нагревание, тем меньше темпера-
турный интервал превращения и в пределе при бесконечно медлен-
ном нагревании он превращается в ноль.
Построенная диаграмма относится к изотермическому превра-
щению в аустенит перлита, имеющего пластинчатое строение.
Превращение перлита зернистого строения совершается со значи-
тельно меньшей скоростью (фиг. 13): по данным С. С. Штейнберга,
изотермическое превращение при 750° зернистого перлита в аусте-
нит продолжается в 5 раз дольше, чем превращение пластинчатого
перлита при той же температуре.
7.	ЗАКОНОМЕРНОСТИ РОСТА ЗЕРЕН АУСТЕНИТА
При любых температурах выше температуры А3 вплоть до тем-
пературы плавления структура любой стали состоит из зерен ау-
стенита. Никаких фазовых превращений выше температуры Л3
в стали не происходит. Структурные же превращения происходят:
Температура
Фиг. 14. Схема роста зерен аустенита.
зерна аустенита растут.
Рост зерен аустенита есть
результат собирательной
рекристаллизации, которая
начинается при достиже-
нии температуры рекри-
сталлизации аустенита (не-
сколько выше Л3).
Интерес представляет не
сам по себе рост зерен ау-
стенита, а то обстоятель-
ство, что зерна аустенита
в различных сталях имеют
различную склонность к
росту. В одних сталях зер-
на растут очень быстро
(фиг. 14) и уже при дости-
жении температуры 930°
становятся очень крупными. Такие стали называются природно
крупнозернистыми или наследственно крупнозернистыми. В дру-
гих сталях зерна аустенита растут очень медленно и при той же
температуре 930° сталь сохраняет мелкозернистое строение. Такие
стали называются природно, или наследственно, мелкозернистыми.
Для оценки склонности аустенитных зерен к росту обычно при-
нимают температуру 930°, практически наибольшую, до которой
приходится нагревать большинство сталей при термической обра-
ботке. Но эта оценка, хотя и является практически вполне до ста-
Влияние величины зерна аустенита на свойства стали
41
точной, все же весьма условна, как это следует из анализа
диаграммы (фиг. 14). При дальнейшем нагреве выше темпе-
ратуры 930° аустенитные зерна мелкозернистой стали начинают
стремительно расти, догоняют и даже обгоняют крупнозернистые
стали.
От чего же зависит различная склонность зерен аустенита в
различных сталях к росту?
По этому вопросу в настоящее время еще не существует устано-
вившегося мнения. Наиболее вероятное объяснение сводится к
тому, что тормозящее действие на рост зерен аустенита оказывают
мельчайшие, ультрамикрсскопические частицы нитридов, окислов
и карбидов, располагающихся по границам зерен аустенита и соз-
дающих как бы «барьеры» между зернами. Действительно, уста-
новлено, что стали, раскисленные алюминием или модифицирован-
ные бором, титаном и другими подобными элементами, всегда по-
лучаются природно мелкозернистыми. По мере же нагрева эти ча-
стички нитридов; карбидов и окислов постепенно растворяются
в аустените или коагулируют (укрупняются), «барьеры» исчезают
и росту зерен аустенита ничто больше не препятствует.
8.	ВЛИЯНИЕ ВЕЛИЧИНЫ ЗЕРНА АУСТЕНИТА
НА СВОЙСТВА СТАЛИ
Величина зерен аустенита оказывает большее непосредствен-
ное или косвенное влияние на многие свойства стали.
На механические свойства величина зерен аустенита оказывать
непосредственного влияния не может, поскольку при комнатных
температурах, при которых обычно производится определение ме-
ханических свойств сталей, зерен аустенита в структуре стали не
существует (разумеется, это не относится к сталям аустенитного
класса). Косвенное же влияние величины зерен аустенита на их
механические свойства стали несомненно: чем крупнее зерна аус-
тенита, тем большими при прочих равных условиях получаются зер-
на феррита и перлита, а от величины этих зерен механические
свойства зависят непосредственно, особенно такие, как ударная
вязкость.
Гораздо значительнее непосредственное влияние величины зе-
рен аустенита на структурные превращения стали при ее закалке.
Превращение аустенита в перлит начинается преимущественно
с поверхности зерен аустенита. Значит, чем мельче зерна аустенита,
тем больше суммарная поверхность аустенитных зерен, тем интен-
сивнее протекает процесс перлитного превращения. Из этого сле-
дует, что при закалке сталей с мелким зерном аустенита приходится
применять более высокие скорости охлаждения, чтобы «подавить»
перлитное превращение.
Из сказанного же, очевидно, следует, что при одинаковой ско-
рости охлаждения две стали одинакового химического состава с
42
Превращения в стали при ее нагреве
разной величиной зерен аустенита прокаливаются на разную глу-
бину: чем больше величина аустенитных зерен, тем на большую
глубину прокаливается сталь.
При закалке стали с крупным зерном аустенита получается
более крупноигольчатым мартенсит, а следовательно, более высо-
кими получаются внутренние напряжения и, как следствие, более
значительной получается деформация и более вероятно образова-
ние закалочных трещин. Наоборот, в сталях с мелким зерном ау-
стенита сдвиги, предшествующие образованию мартенситных игл,
значительно меньше, меньше, следовательно, и внутренние напря-
жения, деформация и вероятность образования трещин.
9.	СПОСОБЫ ОПРЕДЕЛЕНИЯ ВЕЛИЧИНЫ ЗЕРЕН АУСТЕНИТА
Для определения величины зерен аустенита в сталях перлитного
класса существует четыре стандартных способа (ГОСТ 5639—51):
1)	для сталей доэвтектоидных — цементация;
2)	для сталей заэвтектоидных —образование карбидной сетки;
3)	для сталей с любым содержанием углерода — высокотем-
пературное травление в расплавленных солях;
4)	для сталей с любым содержанием углерода — высокотемпе-
ратурное окисление.
Способ цементации состоит в том, что образец доэвте-
ктоидной стали цементируется при температуре 920—940° в течение
8 час., не считая времени прогрева, и медленно охлаждается до тем-
пературы 600° со скоростью не более 1007час (углеродистые стали)
или не более 507час (легированные стали). Скорость дальнейшего
охлаждения безразлична. Зерна аустенита выявляются по карбид-
ной сетке цементированной части образца.
Способ выявления аустенитного зерна по карбидной сет-
к е состоит в том, что образец заэвтектоидной стали нагревается
до той же температуры и выдерживается при этой температуре в
течение 3 час., а затем охлаждается до температуры 600° со ско-
ростью 80—1007час.
Способ высокотемпературной о травл ения
в расплавленных солях состоит в том, что микрошлиф стали нагре-
вается в печи с защитной атмосферой или в обычной печи, будучи
защищен от окисления чугунной стружкой, бурой, древесноуголь-
ным‘порошком, отработанным карбюризатором или в ванне с рас-
плавленной содой. Нагрев осуществляется при температуре 920—
940° в течение 3 час., после чего производится горячее травление
в расплавленной смеси, состоящей из равных количеств хлористо-
го бария ВаС12, хлористого натрия NaCl и хлористого кальция
СаС12. Травление производится при температуре 930° в течение 2—
5 мин., после чего производится охлаждение в керосине до полного
отмывания соли. Зерна аустенита обычно отчетливо выявляются
без дополнительного травления шлифа.
Изменения в структуре стали при нагреве
43
Способ окисления состоит в том, что микрошлиф нагре-
вается в печи с окислительной атмосферой при той же температуре
в течение 3 час., после чего охлаждается в воде. Зерна аустенита
выявляются по сетке окислов после дополнительного шлифования,
полирования и травления шлифа 15-процентным раствором соля-
ной кислоты в этиловом спирте в течение 2—10 мин.
Определить величину аустенитного зерна в доэвтектоидных ста-
лях, содержащих 0,3—0,5% углерода, можно также по фер р и т-
ной сетке.
Величина выявленного тем или иным способом зерна аустенита
определяется под микроскопом при увеличении 100 путем сравне-
ния структуры микрошлифа с эталонными шкалами, приведенными
в указанном стандарте. Всего установлено 12 номеров зерен (—1,0,
1,2 и т. д. до 10 включительно).
Очень интересные возможности определения величины аусте-
нитных зерен предоставляет вакуумная металлография. При вы-
соком нагреве стальных шлифов в вакууме (10~4—10—5 мм рт. ст.)
происходит испарение атомов с поверхности шлифа, наиболее ин-
тенсивное по границам зерен (избирательное испарение), в резуль-
тате чего четко выявляются границы зерен аустенита. Выявленные-
таким образом зерна аустенита можно рассматривать на обычном
микроскопе после охлаждения шлифа. Но вакуумная металлогра-
фия позволяет не только производить выявление аустенитных зе-
рен, но и дает возможность непосредственно рассматривать струк-
туру металлов и сплавов при высоких температурах.
10.	ИЗМЕНЕНИЯ В СТРУКТУРЕ СТАЛИ ПРИ НАГРЕВЕ,
НЕ ВЫЗЫВАЕМЫЕ ФАЗОВЫМИ ПРЕВРАЩЕНИЯМИ
При нагреве незакаленной стали перлитного класса ниже тем-
пературы Аг в ней происходит увеличение растворимости углерода
в феррите. Но так как это увеличение весьма незначительно (0,01 %
при комнатной температуре и 0,02% при температуре 723°), то
сколько-нибудь существенных изменений в структуру сталей оно
не вносит. Однако при нагреве до температуры Аг могут совер-
шаться и значительные структурные изменения. Эти изменения
могут быть двух родов:
1) если сталь подвергалась в холодном состоянии наклепу, то
при нагреве ниже температуры А± происходит процесс рекристал-
лизации;
2) при длительном выдерживании стали при высоких темпе-
ратурах (но ниже происходят процессы коагуляции и сферо-
идизации цементита.
Процесс рекристаллизации выражается в том, что при некото-
рых температурах, выше так называемой температуры рекристал-
лизации, размельченные и вытянутые зерна стали сначала посте-
пенно принимают равноосную форму (первичная рекристалл из а-
44
Превращения в стали при ее нагреве
ция), а затем укрупняются в результате роста одних за счет других
(собирательная рекристаллизация). И до нагрева, и после него
структура стали состояла из зерен феррита и зерен перлита. Таким
образом, ее фазовый состав в результате рекристаллизации не из-
менился, тогда как структура подверглась существенным измене-
ниям. Соответственно изменились и свойства стали: понизились
значения предела прочности, предела текучести, твердости, но зато
возросли значения относительного, удлинения и относительного
сужения, характеризующие пластические свойства, и значения
ударной вязкости.
Процесс сфероидизации выражается в том, что пластинки це-
ментита стремятся принять шаровую форму, а процесс коагуляции
выражается в постепенном исчезновении мелких зернышек цемен-
тита и одновременном укрупнении более крупных. Процессы сфе-
роидизации,- коагуляции, протекающие одновременно, объясняют-
ся следующим. Зернышки цементита окружены ферритом, способ-
ным растворять в себе (правда, в незначительных количествах)
углерод. Растворимость углерода в феррите неодинаковая: в участ-
ках, непосредственно примыкающих к мелким цементитным зерныш-
.кам, концентрация углерода всегда получается выше, чем в участ-
ках, примыкающих к более крупным зернышкам цементита. Не-
одинакова растворимость в феррите и различных граней цементитных
пластин. Поэтому концентрация углерода в феррите неодинакова,
а существование разности концентраций вызывает протекание про-
цесса диффузии углерода от участков, где его концентрация выше
(т. е. около мелких зернышек цементита и узких граней пластинок
цементита), к участкам, где его концентрация ниже (т. е. около
более крупных цементитных зернышек и около широких граней
цементитных пластин). Убыль углерода в первых участках фер-
рита восполняется постепенным растворением в феррите мелких
зернышек и узких граней цементитных пластин, а повышение кон-
центрации углерода в участках феррита около более крупных зер-
нышек цементита или около широких граней цементитных пластин
вызывает выделение избыточного углерода из феррита в виде мо-
лекул цементита и отложение их на более крупных зернышках и
на широких гранях цементитных пластин. В результате описан-
ных процессов мелкие зернышки и пластинки цементита постепен-
но исчезают, а более крупные зернышки постепенно еще более
укрупняются.
В основе процессов рекристаллизации, сфероидизации и коагу-
ляции лежит один общий физический закон, известный как второе
начало термодинамики: всякая система (в частности, каждая фаза)
стремится самопроизвольно к уменьшению своей свободной энер-
гии. Стремление это сводится к уменьшению фазовой поверхности.
Это и составляет сущность процессов рекристаллизации, сферо-
идизации и коагуляции: при первичной рекристаллизации и сфе-
Механизм превращения аустенита
45
роидизации зерна принимают равноосную форму, близкую к ша-
ровой, а из всех тел одинакового объема шар обладает наименьшей
поверхностью; при собирательной рекристаллизации и коагуляции
происходит укрупнение зерен, а поверхность одного зерна всегда
меньше суммы поверхностей нескольких зерен того же суммарного
объема и подобной формы.
ЛИТЕРАТУРА
1.	Н. Ф. Болховитинов, Величина зерна и свойства стали, Метал-
лургиздат, 1943.
2.	А. А. Попов, Закономерности образования аустенита,— статья в
3. К. П. Бунин, Железоуглеродистые сплавы, Машгиз, 1949.
4.	М. Г. Лозинский, Высокотемпературная металлография, Маш-
гиз, 1956.
5.	Е. Е. Левин, Микроскопическое исследование металлов, 2 изд., Маш-
гиз, 1955. В этой книге описаны способы определения величины зерна и тех-
ника вакуумной металлографии.
ГЛАВА III
ПРЕВРАЩЕНИЯ В СТАЛИ ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ
11.	МЕХАНИЗМ ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА В ФЕРРИТО-
ЦЕМЕНТИТНУЮ СМЕСЬ
Аустенит представляет собой твердый раствор углерода в гам-
ма-железе. Если сталь выдержана при температурах выше А3 доста-
точно длительное время, то атомы углерода распределены в решетке
гамма-железа равномерно. Но эта равномерность средняя, стати-
стическая. Атомы углерода имеют возможность непрерывно пере-
мещаться внутри решетки, покидая одни кристаллические ячейки
и внедряясь в другие. Поэтому средняя статистическая равномер-
ность распределения атомов углерода в аустените непрерывно на-
рушается: в одних участках аустенита атомов углерода оказыва-
ется больше среднего количества, в других, наоборот, меньше. Та-
кие нарушения равномерности концентрации называются флук-
туациями состава. Правда, участки с большим или мень-
шим количеством атомов углерода существуют в течение ничтожно
малого промежутка времени. То же непрерывное тепловое движе-
ние атомов углерода, которое создает флуктуации состава, стре-
мится выравнить концентрацию атомов углерода. Те участки зе-
рен аустенита, где только что была высокая концентрация атомов
углерода, в следующий момент становятся «нормальными», зато
другие участки, которые были «нормальными», оказываются на
мгновение пересыщенными атомами углерода, а третьи, наоборот,
обедненными. Так происходит постоянно и непрерывно. Среди участ-
46	Превращения в стали при охлаждении
ков зерна аустенита, в которых в результате флуктуации концент-
рация атомов углерода становится больше средней, оказываются
и такие, в которых концентрация углерода достигает 6,7%, т. е.
содержания углерода в цементите.
Таким образом, в зернах аустенита непрерывно образуются,
с одной стороны, участки, обогащенные углеродом до концентра-
ции цементита, а с другой стороны, обедненные до чистого железа.
При охлаждении стали ниже температуры Alf т. е. при ее пере-
охлаждении те пли иные участки становятся центрами кристалли-
зации феррито-цементитной смеси. Как можно представить себе
механизм этого превращения?
Допустим, что в каком-либо месте аустенитного зерна образо-
вался участок, в котором концентрация углерода окажется равной
6,7%. Тогда в этом участке произойдет образование молекул це-
ментита— возникнет зародыш кристалла цементита. Соседние
с ним участки аустенитного зерна окажутся в результате этого
обедненными углеродом до чистого железа. Поскольку темпера-
тура ниже 910°, то в этих участках произойдет перестройка кри-
сталлической решетки гамма-железа в решетку альфа-железа —
возникнут зародыши кристаллов феррита. Рост каждого из заро-
дышей — цементита и феррита — будет способствовать дальней-
шему росту другого: рост кристаллика цементита вызовет дальней-
шее обеднение прилегающих к нему участков аустенита атомами
углерода и тем самым будет способствовать росту кристалликов
феррита. Растущие кристаллики феррита будут оттеснять атомы
углерода к своим границам и тем самым давать материал для роста
кристалликов цементита. Такой процесс, начавшись в одном ка-
ком-либо месте, захЁатывает все больший и больший объем зерна
аустенита — происходит образование зерна феррито-цементитной
смеси.
Процесс образования зерен феррито-цементитной смеси начи-
нается обычно одновременно в нескольких местах аустенитного
зерна.
Так в основных чертах можно представить себе механизм пре-
вращения аустенита в феррито-цементитную смесь. Остается вы-
яснить еще вот какой вопрос. Флуктуации состава аустенита про-
исходят при любой температуре. Почему же эти флуктуации не
при всех температурах приводят к образсванию феррито-цементит-
ной смеси, а только при температурах ниже 723°? Это объясняется
тему что при температурах выше 723° (XJ свободная энергия ау-
стенита меньше свободной энергии феррито-цементитной смеси и,
следовательно, аустенит оказывается устойчивым, а феррито-це-
ментитная смесь неустойчивой. При температуре свободные энер-
гии аустенита и феррито-цементитной смеси оказываются одина-
ковыми, аустенит и феррито-цементитная смесь находятся поэтому
в равновесии, и, следовательно, процесс превращения аустенита
Кинетика превращения аустенита 47
в феррито-цементитную смесь протекать не может. При температу-
рах же ниже Ai свободная энергия феррито-цементитной смеси
становится меньше свободной энергии аустенита, феррито-цемен-
титная смесь оказывается поэтому более устойчивой, и процесс
превращения аустенита в феррито-цементитную смесь осущест-
вляется беспрепятственно.
12.	КИНЕТИКА ПРЕВРАЩЕНИЯ АУСТЕНИТА В ФЕРРИТО-
ЦЕМЕНТИТНУЮ СМЕСЬ
Изучение кинетики превращения аустенита в феррито-цемен-
титную смесь, т. е. установление зависимости скорости этого пре-
вращения от температуры, оказалось экспериментально наиболее
удобным производить не при непрерывном охлаждении, а при по-
стоянной температуре, т. е. в изотермиче ских условиях.
Экспериментально это осуществляется таким образом. Неболь-
шие образцы исследуемой стали нагревают до какой-нибудь тем-
пературы выше А3 и после некоторой выдержки для полного про-
грева быстро переносят в ванну, предварительно нагретую до ка-
кой-нибудь температуры ниже А±. Значит, процесс превращения
аустенита в феррито-цементитную смесь будет происходить во вре-
мя пребывания образца стали в этой ванне. Для стали наилучшим
способом регистрации превращения аустенита в феррито-цементит-
ную смесь оказался магнитометрический. Таким магнитометриче-
ским методом и были построены кинетические кривые
превращения аустенита в феррито-цементитную смесь.
Кривая изотермического превращения ау-
стенита в феррито-цементитную смесь в эвтектоидной стали при
какой-нибудь определенной температуре представлена на .фиг. 15.
Из этой кривой следует, что процесс превращения начинается не
сразу после достижения сталью заданной температуры (не сразу
после переноса образца в печь магнитометра). Некоторое время,
измеряемое отрезком Оа, превращение не происходит. Превращение
начинается в точке а. Заканчивается превращение в точке b по исте-
чении времени, определяемого отрезком ab. До точки а сталь имела
структуру аустенита, между точками а и b происходило превраще-
ние, т. е. в стали одновременно существовали и аустенит, и фер-
рито-цементитная смесь; после точки b в структуре стали остает-
ся только феррито-цементитная смесь.
Построим такие изотермические кривые для различных темпе-
ратур. А потом поступим так. Возьмем систему координат: темпе-
ратура— время (фиг. 16). Проведем ряд изогерм (горизонтальных
прямых), соответствующих температурам, для которых строились
изотермические кривые (фиг. 15). Отложим на этих изотермах точки
а (начало превращения) и b (конец превращения). Соединим все
точки а и все точки b плавными линиями. Мы получим сводную
Диаграмму изотермического превращения
48
Превращения в стали при охлаждении
аустенита. Для того чтобы диаграмма не очень сильно растягива-
лась по оси абсцисс, на ней откладывают не время, а логарифм
времени.
Левая кривая на этой диаграмме определяет начало превра-
щения аустенита в феррито-цементитную смесь, а правая — ко-
нец этого превращения. В области левее левой кривой сущест-
вует аустенит, в области правее правой кривой—феррито-цемен-
титная смесь. В области между двумя кривыми происходит про-
цесс превращения; значит, там существуют одновременно и аусте-
нит, и продукты его распада — феррито-цементитная смесь.
Фиг. 15. Кинетическая кривая изотер-
мического превращения переохлажден-
ного аустенита при какой-либо опре-
деленной температуре.
Фиг. 16. Сводная кгнетическая диа-
грамма изотермического превращения
переохлажденного аустенита.
Линия М—это температура мартенситного превращения.
О ней и о самом мартенситном превращении будет подробно сказано
в следующих параграфах.
Из рассмотрения диаграммы изотермического превращения
аустенита (фиг. 16) можно сделать ряд важнейших выводов.
При температурах ниже нижней равновесной критической тем-
пературы At возможно существование переохлажденного аустенита
в течение некоторого времени, определяемого левой кривой превра-
щения. Степень устойчивости аустенита различ-
на при различных температурах переохлаждения. Наименее устой-
чив аустенит при температурах переохлаждения примерно на 100—
150° ниже равновесной температуры Эта наименьшая устой-
чивость аустенита определяется точкой То перегиба левой кривой.
И при температурах переохлаждения выше точки То, и при тем-
пературах ниже ее устойчивость аустенита оказывается большей.
Наиболее устойчив аустенит при температурах лишь немного ниже
Л1Э с одной стороны, и при температурах, близких к температуре 7И,
с другой стороны.
Реальная диаграмма изотермического превращения переохлаж-
денного аустенита для стали марки У8 представлена на фиг. 17.
Строение и свойства феррито-цементитной смеси
49
Диаграмма подобна той схематической, которую мы рассмотрели.
Для доэвтектоидных и заэвтектоидных сталей диаграмма имеет
тот же вид (фиг. 18), но только добавляется еще одна кривая, со-
ответствующая выделению избыточной фазы, т. е. феррита в доэв-
тектоидных или цементита в заэвтектоидных сталях.
Фиг. 17. Диаграмма изотермического Фиг. 18. Диаграмма изотермического
превращения переохлажденного аус- превращения переохлажденного аусте-
тенита в стали марки У8.	нита в доэвтектоидной или заэвтекто-
идной стали.
Время
13.	СТРОЕНИЕ И СВОЙСТВА ФЕРРИТО-ЦЕМЕНТИТНОЙ СМЕСИ
Изотермическое превращение переохлажденного аустенита при
любой температуре в интервале температур Ai—/И приводит к об-
разованию смеси феррита с цементитом. Но в зависимости от тем-
пературы превращения строение этой феррито-цементитной смеси
и ее свойства существенно различны.
Различие между феррито-цементитными смесями, образующи-
мися при различных температурах переохлаждения, состоит преж-
де всего в степени дисперсности (размелъченности) обеих состав-
ляющих эту смесь фаз — феррита и цементита: чем ниже темпера-
тура превращения, тем более дисперсны обе фазы. При высоких
температурах превращения (около 700°) феррито-цементитная смесь
получается вполне дифференцированной (фиг. 19). Такая диффе-
ренцированная феррито-цементитная смесь называется перлитом.
При несколько более низких температурах превращения (около
650°) феррито-цементитная смесь получается более дисперсной.
Ее в этом случае называют сорбитом. При еще более низких
температурах превращения (600° и ниже вплоть до температуры М)
феррито-цементитная смесь получается настолько дисперсной, что
ее строение почти не различимо ни при каких увеличениях опти-
ческого микроскопа. И только снимки, сделанные при помощи
электронного микроскопа, установили, что ее строение подобно
4 Б . П. Захаров
50
Превращения в стали при охлаждении
Фиг. 19. Строение пластинчатого
перлита при увеличении 2500. Такое
же строение сорбита при увеличении
5000 и строение троостита при уве-
личении 10 000.
строению перлита и сорбита. Феррито-цементитную смесь такого
высоко дисперсного строения называют трооститом.
Феррито-цементитные смеси различаются между собой, помимо
степени дисперсности составляющих их фаз, также и формой це-
ментитной фазы. Цементитная фаза в феррито-цементитной смеси
может иметь либо пластинчатую, либо округлую (зернистую) фор-
му. Образование той или иной формы цементитной фазы* зависит
от той температуры, до которой был нагрет аустенит перед его пре-
вращением. Установлено, что при нагреве аустенита до относитель-
но высоких температур (превышающих температуру Аг примерно
на 100° или выше) феррито-цемен-
титная смесь имеет пластинчатое
строение независимо от температу-
ры превращения (фиг. 20, а). Если
же аустенит был нагрет до относи-
тельно низких температур (превы-
шающих температуру Аг не более
чем на 50—60°), а переохлаждение
относительно невелико, то цемен-
титная фаза получает зернистое
строение (фиг. 20, б). При значи-
тельном переохлаждении она и в
этом случае получается пластинча-
той.
Феррито-цементитная смесь до-
статочно дифференцированного
строения с зернистой формой це-
ментитной фазы называется зер-
нистым перлитом или, как
ее предпочитают называть некото-
рые ученые, зернистым цементитом. Феррито-цементит-
ные смеси более дисперсного строения с зернистой формой це-
ментитной фазы не имеют особого названия и называются так же,
как и дисперсные феррито-цементитные смеси пластинчатого строе-
ния: сорбитом или трооститом.
Образование той или иной формы цементитной фазы в феррито-
цементитной смеси объясняется степенью однородности исходного
аустенита. Более однородный аустенит (что соответствует более
высоким температурам его нагрева) распадается в смесь пластин-
чатого строения. При более низких температурах нагрева не до-
стигается однородность структуры: помимо аустенита, сохраняются
нерастворившимися частицы цементита, которые и предопределяют
зернистую форму его выделения.
Превращение переохлажденного аустенита при температурах
в интервале Аг—примерно 500° (фиг. 16) приводит к образова-
нию полиэдров или сферолитов феррито-цементитной смеси (фиг. 21),
Строение и свойства феррито-цемецтитной смеси
51
а превращение в интервале температур примерно 500°—М—к об-
разованию своеобразной игольчатой структуры (фиг. 22), напоми-
нающей строение мартенсита. Исследование строения этих иголок,
в частности при помощи электронного микроскопа, показало, что
они представляют собой такую же высокодисперсную смесь фер-
рита и цементита, как и троостит. Поэтому такую игольчатую
структуру часто называют
игольчатым троости-
т о м (иногда бейнитом).
Между трооститом и
и гол ьчатым трооститом
есть, однако, и некоторое
различие, помимо разницы
в их микрогеометрии. Во-
первых, несколько различ-
но содержание углерода в
ферритной фазе: содержа-
ние углерода в феррите
троостита соответствует то-
му, которое определяется
диаграммой состояния, а
содержание углерода в фер-
рите игольчат ого-троостита
выше этого равновесного.
Иными словами, в про-
цессе образования игольча-
того троостита не весь угле-
род, содержавшийся в ау-
стените, вышел из решетки
железа. Значит, образова-
ние игольчатого троостита
«0°^ && г * оЛ « * О
О • а<я°°	Ъ • О	V
а
Фиг. 2Q. Строение феррито-цементитной сме-
си в углеродистой стали в зависимости от
температуры нагрева исходного аустенита и
температуры превращения:
а — пластинчатое строение нагрев до темпера-
туры 900° и превращение при температуре 710°
(слева) и 670° (справа); б—зернистое строение^
нагрев до температуры 780° и превращение при
температуре 710° (слева) и 670° (справа).Х500.
носит частично диффузион-
ный, частично же бездиффузионный характер.
Второе отличие троостита от игольчатого троостита состоит в
том, что превращение аустенита в троостит состоит в зарождении
зерен и их росте, тогда как при превращении аустенита в иголь-
чатый троостит роста иголок почти не происходит.
Эти две особенности образования игольчатого троостита сбли-
жают его с мартенситом. Соответственно этому различию в меха-
низме образования и микрогеометрии продуктов феррито-цемен-
титного распада аустенита весь температурный интервал —7И
(обозначаемый Аг) разделяется на два: 1) верхний интервал (или
верхняя ступень) Аг — примерно 500°; где образуются перлит, сор-
бит и троостит и 2) нижний интервал (или нижняя ступень) при-
мерно 500°—7И, где образуется игольчатый троостит. Превращение
в верхней ступени обозначается Аг', в нижней Аг".
4*
52
Превращения в стали при охлаждении
Свойства феррито-цементитных смесей, образующихся при раз-
личных температурах, различны Чем более дисперсна феррито-
цементитная смесь, тем выше ее прочность, упругость и твердость.
Что касается пластичности и вязкости, то сначала по мере увели-
чения степени дисперсности пластичность и вязкость повышаются,
а затем, достигнув максимума, уменьшаются. Наилучшей пластич-
ностью и вязкостью (при прочих равных условиях) обладает сор-
Фиг. 21. Сферолиты троостита,
образовавшиеся в верхней зоне
распада переохлажденного аусте-
нита. х 500.
Фиг. 22. Структура игольча-
того троостита. х 500.
бит, несколько большей, чем перлит, и значительно большей, чем
троостит.
Зависимость твердости по Rc от степени дисперсности феррито-
цементитной смеси в эвтектоидной стали может быть охарактери-
зована следующими цифрами:
Перлит.......................10— 20
Сорбит.......................20—30
Троостит.....................30—45
Игольчатый троостит..........45—55
14.	МАРТЕНСИТНОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ
При охлаждении стали до температуры М (см. фиг. 16) или до
более низких температур аустенит претерпевает вместо феррито-
цементитного превращения мартенситное превращение.
Феррито-цементитное превращение аустенита состоит, как мы
уже достаточно подробно выяснили, из двух одновременно проте-
кающих процессов: 1) перестройки решетки гамма-железа в решет-
ку альфа-железа; 2) выделения большей части атомов углерода из
решетки гамма-железа и обособления их в самостоятельную цемен-
титную фазу. Второй процесс, состоящий в перемещении атомов
Мартенситное превращение
53
углерода внутри решетки, является, следовательно, диффузионным
процессом. Первый процесс — перестройка решетки — процесс
бездиффузионный.
При больших степенях переохлаждения до относительно низких
температур (200—300°) перестройка решетки происходит беспре-
пятственно. Что же касается второго процесса, т.е. выделения боль-
шинства атомов углерода из решетки железа и обособления их в мо-
лекулы цементита, то этот процесс при низких температурах пе-
реохлаждения не происходит по вполне понятным причинам: при
этих относительно низких температурах скорость диффузии угле-
рода очень мала. Атомы углерода остаются в решетке железа.
Что же получается в результате? То обстоятельство, что атомы
углерода остаются в решетке железа, означает, что получившаяся
структура мартенсита представляет собой твердый раствор. А то
обстоятельство, что мартенсит имеет альфа-решетку, позволяет
сделать вывод, что мартенсит представляет собой твердый раствор
углерода в альфа-железе.
Природа мартенсита еще сравнительно недавно представлялась
совершенно загадочной. Из того очень легко устанавливаемого
факта, что закаленная сталь, имеющая структуру мартенсита, маг-
нитна, делался справедливый вывод, что мартенсит имеет решетку
альфа-железа. С другой стороны, давно было экспериментально
установлено, что удельное электросопротивление мартенсита зна-
чительно выше удельного электросопротивления феррито-цемен-
титной смеси любой степени дисперсности. Высокие значения
удельного сопротивления характерны для твердых растворов. На-
прашивался сам собою вывод, что мартенсит есть твердый раствор
углерода в альфа-железе. Но этому выводу противоречил всем хо-
рошо известный факт о том, что альфа-железо почти не способно
раствсрять углерод. Получался клубок противоречий. Для объяс-
нения природы мартенсита было создано много самых разнообраз-
ных теорий. В старых книгах по металловедению, изданных в 20-х
и даже 30-годах текущего столетия, можно найти изложение этих5
теорий.
Природа мартенсита была установлена впервые в 1927 г. совет-
скими учеными Н. Я. Селяковым, Г В. Курдюмовым и Н. Т. Гуд-
Цовым, применившим рентгеноструктурный анализ. А. П. Гуляев
справедливо считает, что по своему значению работа этих ученых
может быть поставлена в один ряд с работами П. П. Аносова, со-
ставившими эпоху в металлографии стали.
В этой работе, подтвержденной многочисленными позднейшими
исследованиями, было установлено, что: 1) мартенсит является
однофазной системой; 2) кристаллическая решетка его тетраго-
нальна и 3) параметры кристаллической решетки представляют
собой линейную функцию содержания в нем углерода (фиг. 23).
Из этого следовало, что мартенсит не имеет определенного стехио-
54
Превращения в стали при охлаждении
метрического состава, т. е. не является химическим соединением.
Чем же иным может быть однофазная система переменного хими-
ческого состава, как не твердым раствором?
Механизм мартенситного превращения можно представить себе
так. При резком охлаждении в зернах аустенита возникают боль-
шие внутренние напряжения, превышающие низкий предел теку-
чести аустенита. В результате этого происходит пластическая де-
формация зерен аустенита: некоторые плоскости кристаллической
решетки перемещаются относительно друг друга — происходит
сдвиг. Кристаллическая решетка оказывается искаженной, частич-
но разрушенной и вместо нее
Фиг. 23. Зависимость параметров кри-
сталлической решетки мартенсита от
содержания углерода.
атомы железа образуют дру-
гую — более устойчивую при
температурах ниже А3, т. е. ре-
шетку альфа-железа.
Таким образом, длинный и
узкий участок аустенитного зер-
на вдоль линии сдвига с альфа-
решеткой представляет собой
пластину мартенсита, которая на
плоскости шлифа имеет вид
длинной -тонкой иглы. Игольча-
тость— очень характерный мик-
роструктурный признак мартен-
сита (фиг. 24).
Первые иглы мартенсита
обычно пронизывают все зерно
аустенита почти насквозь (фиг. 25, а). Скорость образования мартен-
ситных игл огромна. Произведенная А. П. Гуляевым скоростная
съемка (800 кадров в секунду) под микроскопом мартенситного пре-
вращения не установила роста мартенситных игл: игла возникает
сразу на каком-нибудь кадре, хотя на предшествующем кадре нет и
признака ее, а ведь время, отделяющее один кадр от другого, рав-
но около 0,001 секунды. Можно считать, что мартенситные иглы
возникают практически мгновенно. Возникшие мартенситные иглы
не растут ни в длину, ни в ширину и остаются неизменными.
В следующие моменты мартенситного превращения образуются новые
иглы (фиг. 25, б и след.), причем все последующие иглы становятся
все более короткими.
Из рассмотрения механизма мартенситного превращения сле-
дует, что это превращение бездиффузионное: химический состав
аустенита и химический состав образующегося из него мартенсита
совершенно одинаковы.
В отличие от феррито-цементитного превращения мартенситное
превращение почти не может протекать изотермически. При выдер-
живании стали при постоянной температуре ниже точки М мартен-
Фиг. 24. Структура мартенсита в закаленной стали марки У8. х500.
Мартенситное превращение
СП
сл
56
Превращения в стали при охлаждении
ситное превращение очень быстро затухает. Структура получается
состоящей из зерен аустенита, пронизанных тем или иным коли-
чеством мартенситных игл. Для того чтобы процесс мог развивать-
ся дальше, требуется все время понижать температуру стали. При
понижении температуры в зернах аустенита возникают новые на-
пряжения, которые и приводят к образованию новых мартенсит-
ных игл.
Таким образом, мартенситное превращение совершается в ин-
тервале температур. Температуры начала М и окончания Мк мартен-
ситного превращения зависят от содержания в стали углерода
(фиг. 26): чем выше содержание в стали углерода, тем при более
низкой температуре начинается и тем при более низкой темпера-
туре заканчивается мартенситное превращение.
Фиг. 25. Схема образования мартенситной структуры. На фигуре
изображено одно зерно аустенита при нескольких понижающихся (слева
направо) температурах ниже точки М. После заполнения всего объема
зерна иглами мартенсита между ними сохраняются участки остаточного
аустенита (светлые).
Как следует из диаграммы на фиг. 26, в сталях, содержание
углерода в которых превышает 0,5%, мартенситное превращение
заканчивается при температурах ниже комнатных. Из этого можно
сделать два очень существенных вывода. Во-первых, в структуре
любой закаленной стали, содержащей свыше 0,5% углерода, со-
держится, если она не охлаждалась ниже комнатной температу-
ры, помимо мартенсита, также и некоторое количество непревра-
тившегося аустенита. Аустенита тем больше, чем выше содержа-
ние углерода в стали. Этот аустенит называется остаточным.
Поэтому, когда мы говорим, что структура какой-либо стали, со-
держащей свыше 0,5% углерода, состоит из мартенсита, мы всегда
подразумеваем также и «из остаточного аустенита». И, во-вторых,
для повышения количества мартенсита в структуре закаленных
сталей, содержащих свыше 0,5% углерода, и повышения тем самым
их твердости, достаточно охладить их до температур ниже комнат-
ных (отрицательных температур). В этом состоит смысл обработки
стали холодом, о чем подробно будет сказано в главе VIII.
Мартенситное превращение
57
Некоторое количество остаточного аустенита сохраняется в
структуре закаленной стали даже при охлаждении ее ниже темпе-
ратуры окончания мартенситного превращения 7ИК. Дело в том,
что постепенно по мере охлаждения до все более низких темпера-
тур зерна аустенита разбиваются мартенситными пластинами на
отдельные «отсеки», внутри которых аустенит оказывается сжатым
со всех сторон. Удельный объем мартенсита несколько больше
удельного объема аустенита, и поэтому всестороннее сжатие аусте-
Фиг. 27. Зависимость твердости закаленных
на мартенсит сплавов железо—углерод от со-
держания в них углерода (И. С. Гаев по
данным различных исследователей).
Фиг. 26. Зависимость темпера-
туры начала и конца мартенсит-
ного превращения в углероди-
стых сталях от содержания
углерода.
мелкоигольчатым. Степень игольчатости мартенсита зависит от ве-
личины исходных зерен аустенита: чем крупнее зерна аустенита,
тем более крупноигольчатым получается мартенсит. А так как
величина зерен аустенита зависит от температуры нагрева выше
точки А3, то по степени крупноигольчатости мартенсита можно
судить о степени перегрева стали при нагреве под закалку.
В структуре нормально закаленной заэвтектоидной инструменталь-
ной стали игольчатости мартенсита обнаружить обычно не удается:
настолько мелки иголки мартенсита.
Характерными свойствами мартенсита является его очень вы-
сокая твердость (фиг. 27) и очень низкая ударная вязкость. Объяс-
няются оба этих свойства мартенсита одним и тем же: значительными
искажениями кристаллической решетки мартенсита, которые пре-
пятствуют пластическим деформациям. Чем больше содержание
углерода в мартенсите, тем большими получаются искажения кри-
сталлической решетки и тем, следовательно, больше вызываемая
ими твердость, что и подтверждается фиг. 27
Превращения в стали при охлаждении
15.	ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ НЕПРЕРЫВНОМ ОХЛАЖДЕНИИ
Изучение кинетики превращения аустенита в изотермических
условиях значительно упростило экспериментальные трудности,
так как позволило исключить влияние скорости охлаждения. Бла-
годаря этому удалось установить многие закономерности этого
превращения, важнейшие из которых были нами рассмотрены.
В реальных условиях термической обработки превращения со-
вершаются в громадном числе случаев не изотермически,
Фиг. 28. Наложение кривых непрерывного охлаждения
на диаграмму изотермического превращения переох-
лажденного аустенита.
а при непрерывном охлаждении. Поэтому ставится
задача использовать диаграмму изотермического превращения пе-
реохлажденного аустенита для изучения превращений при непре-
рывном охлаждении. Сделать это оказалось возможным, наклады-
вая кривые непрерывного охлаждения на диаграмму изотерми-
ческого превращения переохлажденного аустенита. Кривые не-
прерывного охлаждения на диаграмме в координатах температура—
логарифм времени изображаются кривыми линиями, но для упро-
щения построений мы будем эти линии считать прямыми.
Нагреем несколько образцов стали эвтектоидного состава до
какой-нибудь температуры выше точки А±. Отметим эту темпера-
туру на диаграмме изотермического превращения переохлажден-
ного аустенита точкой t (фиг. 28). Начнем производить охлажде-
ние взятых образцов стали с различной скоростью. Процессы охлаж-
дения изобразятся наклонными прямыми тем более крутыми, чем
больше скорость охлаждения. Наиболее медленному охлаждению
Превращения при непрерывном охлаждении
59
(отжигу) соответствует прямая их, несколько более быстрому (нор-
мализации) — прямая и2, еще более быстрому (закалка в масле)—
прямые v3 и г4 и наиболее быстрому (закалке в воде) — прямые
^5 и vQ.
При очень медленном охлаждении прямая пересекает обе
кривые превращения: кривую начала превращения в точке аЛ и
кривую конца превращения в точке Ьг. Это значит, что при мед-
ленном охлаждении аустенит полностью превращается в феррито-
цементитную смесь. И так как превращение происходит при наибо-
лее высоких (для интервала Аг—М) температурах, то феррито-
цементитная смесь получается наименее дисперсной и достаточно
дифференцированной. Это перлит.
При более быстром охлаждении (нормализация) прямая v2 так-
же пересекает обе кривые превращения. Это значит, что и в этом
случае аустенит полностью распадается в феррито-цементитную
смесь, но так как интервал превращения а2—Ь2 соответствует более
низким температурам, то строение смеси получается более дисперс-
ным. Это сорбит.
При любой скорости охлаждения, не превышающей t>3, прямые
охлаждения пересекают обе кривые превращения, что означает
полный распад аустенита в феррито-цементитную смесь.
При скорости, большей t>3, например при скорости и4, прямая
у4 охлаждения пересекает только кривую начала превращения
(точка а4) и не пересекает кривую конца превращения. Это значит,
что феррито-цементитное превращение начинается, но не заканчи-
вается. Иными словами, частьобъема аустенитных зерен претерпевает
феррито-цементитный распад, часть же объема аустенитных зерен
не успевает подвергнуться феррито-цементитному распаду. Эта
сохранившаяся нераспавшейся часть аустенита, достигнув темпе-
ратуры М (точка /т?4), претерпевает мартенситное превращение.
Следовательно, структура стали, охлажденной со скоростью у4,
состоит частично из троостита, частично же из мартенсита. Такую
структуру имеют все стали, охлажденные со скоростью, большей
v3. но меньшей и5. Такая скорость охлаждения соответствует для
углеродистой стали закалке в масле.
При любой скорости, большей v5t феррито-цементитного пре-
вращения не происходит вовсе и аустенит превращается полностью
в мартенсит (точки т5. /т?6). Такая скорость соответствует для уг-
леродистой стали закалке в воде.
При анализе превращений, совершающихся при непрерывном
охлаждении, следует предостеречь от одной ошибки, допускаемой,
если формально подходить к диаграмме. Речь идет о прямых v3 или
других, идущих более полого (между t>3 и vj. Эти прямые также
пересекают линию М мартенситного превращения: например пря-
мая v3 пересекает линию М в точке т3. Из этого отнюдь нельзя
делать вывод о том, что при таких скоростях в стали происходит мар-
60
Превращения в стали при охлаждении
тенситное превращение. В самом деле, при скоростях охлаждения,
равных или меньших v3, прямые охлаждения пересекают обе кри-
вые и, значит, феррито-цементитное превращение протекает в
охлаждаемых таким образом сталях сполна. Нераспавшегося ау-
стенита не остается вовсе, и распадаться при температуре М (в
точке /и3) в мартенсит нечему. Следовательно, точка т3 и дру-
гие, лежащие на прямой М правее точки /?/3, в условиях непрерыв-
ного охлаждения физического смысла не имеют.
Скорость v3, наименьшая, при которой в структуре стали ока-
зываются участки мартенсита, называется нижней крити-
Отжиг Нормали Закалка 6 масле Закалка 5 Заде
3Q U,Ufi
Фиг. 29. Зависимость температур превращений аустенита от
скорости охлаждения (буквенные обозначения соответствуют
обозначениям на фиг. 28).

ческой скоростью закалки. Легко видеть, что наи-
меньшая критическая скорость закалки соответствует прямой
охлаждения, касательной к кривой конца превращения. Скорость
v5 наименьшая, при которой в структуре стали не остается феррито-
цементитной смеси и структура полностью состоит только из мар-
тенсита (и неизбежного остаточного аустенита), называется верх-
ней критической скоростью закалки. Опять-
таки легко видеть, что верхняя критическая скорость закалки со-
ответствует прямой охлаждения, касательной к левой кривой на-
чала перлитного превращения.
Заметим, что когда говорят просто о критической скорости за-
калки, имеют в виду именно верхнюю критическую скорость за-
калки.
Зависимость получающихся при непрерывном охлаждении
структур от скорости охлаждения легко сделать более наглядной,
Особенности превращения аустенита
61
если нанести температуры начала ап и конца Ьп феррито-цемен-
титного превращения и температуры мартенситного превращения
на диаграмму в координатах температура —скорость охлаждения
(фиг. 29). После всего сказанного разобраться в этой диаграмме
не составляет никакого труда.
16.	ОСОБЕННОСТИ ПРЕВРАЩЕНИИ АУСТЕНИТА
В ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ
Механизм феррито-цементитного и мартенситного превраще-
ний аустенита в легированных сталях ни в чем качественно не от-
личается от механизма тех же превращений в углеродистых сталях.
Единственное отличие механизма первого (двухфазного) превра-
щения состоит в том, что при этом превращении получается не смесь
феррита и цементита, а смесь феррита и карбидов,так как многие
легирующие элементы образуют вместе с цементитом сложные
(комплексные) карбиды.
Фиг 30. Основные типы диаграмм изотермического превращения переохлаж-
денного аустенита в легированных сталях:
а — имеющих одну ступень превращения; б—имеющих две ступени превращения;
в — имеющих одну верхнюю ступень превращения; а — имеющих одну нижнюю ступень
превращения.
Что же касается кинетики превращения, то в этом отношении
между углеродистыми и легированными сталями существуют от-
личия и в некоторых случаях весьма существенные. Для сталей,
легированных элементами, не образующими карбидов (Ni, Си, А1),
и Мп при небольшом количестве (до 2—3%), диаграмма изотерми-
ческого превращения переохлажденного аустенита имеет такой же
вид (фиг. 30, а), какой она имеет и для углеродистых сталей, т. е.
диаграмма имеет один минимум устойчивости аустенита.
Для сталёй, легированных карбидообразующими элементами
(Cr, W, Mo, V), диаграмма изотермического превращения пере-
охлажденного аустенита имеет два минимума устойчивости аусте-
62
Превращения в стали при охлаждении
нита (фиг. 30, б). Первый (верхний) .минимум соответствует Аг'-
превращению, т. е. превращению аустенита в феррито-карбидную
смесь. Нижний минимум соответствует Аг"-превращению, т. е.
превращению аустенита в игольчатый троостит.
Все легирующие элементы — и карбидообразующие, и не об-
разующие карбидов (кроме кобальта) — сдвигают кривые прев-
ращения вправо и тем сильнее, чем больше их содержится в стали
(фиг. 31). Иными словами, легирующие элементы повышают устой-
чивость аустенита.
Большинство легирующих элементов (Cr, W, Mo, V, Si, Al) по-
вышает температуру минимальной устойчивости аустенита; неко-
торые же (Ni, Си, Мп), наоборот, снижают ее (фиг. 31).
Наконец, все легирующие элементы, кроме алюминия и кобальта,
снижают температуру мартенситного превращения и тем сильнее,
чем больше их содержится в стали. При значительном содержании
легирующих элементов температура мартенситного превращения
может оказаться ниже 0°. Это значит, что в этих сталях устойчивая
аустенитная структура получается при комнатной температуре.
Диаграммы изотермического превращения аустенита в неко-
торых сложнолегированных сталях имеют еще более сложный и
причудливый вид (фиг. 32). В частности, на диаграмме изотерми-
ческого превращения аустенита в сталях типа 18ХНВА нет верх-
него минимума устойчивости аустенита: для того чтобы произошло
Ar'-превращение, необходимы очень длительные выдержки. Это
означает, ’очевидно, что в этих случаях при обычных скоростях ох-
лаждения происходит только Аг"-превращение (образование
игольчатого троостита) и мартенситное превращение.
Указанные отличия кинетики превращения аустенита в леги-
рованных сталях вносят ряд особенностей в термическую обработ-
ку легированных сталей.
Сопоставим диаграммы изотермического превращения аусте-
нита трех сталей перлитного класса (фиг. 33): углеродистой
(фиг. 33, а); низколегированной (фиг. 33, б) и высоколегированной
(фиг. 33, в). Отличаются эти диаграммы одна от другой тем, что
у легированных сталей кривые феррито-карбидного превращении
сдвинуты вправо, причем у высоколегированной сильнее, чем у
низколегированной (предположим для упрощения, что в этих трех:
сталях нет Аг"-превращения).
Проведем на всех трех диаграммах прямые охлаждения при1
отжиге v±. Как мы уже хорошо знаем, в случае углеродистых ста-
лей прямая отжига пересечет обе кривые превращения и притом]
в самой верхней их части. Это значит, что при отжиге углеродистой
стали получится хорошо дифференцированный перлит, и твердость
стали получится невысокой. А так как во многих случаях цель
отжига и состоит в уменьшении твердости стали, то это и бу-
дет достигнуто.
Особенности превращения аустенита
63
Фиг. 31. Влияние легирующих
элементов на диаграмму изо-
термического превращения
переохлажденного аустенита:
а —в сталях с одной ступенью
превращения; б — в сталях с
двумя ступенями превращения.
Фиг. 32. Диаграмма изотермического пре-
вращения аустенита в стали марки 5ХНВ
(А. А. Попов, В. С. Сагарадзе, С. Е. Хор-
зов и Е. Ф. Вострикова).
Фиг 33. Сопоставление диаграмм изотермического превращения аусте-
нита для трех сталей различной степени легированности.
64
Превращения в стали при охлаждении
Иначе обстоит дело с отжигом низколегированных сталей. Пря-
мая отжига v1 (фиг. 33, б) пересекает обе кривые превращения, но
при более низких температурах. Это значит, что в результате обыч-
ного отжига низколегированных сталей получается феррито-кар-
бидная смесь более дисперсного строения (сорбит или даже троо-
стит), и поэтому твердость отожженной низколегированной стали
получится значительно более высокой, чем твердость отожженной
углеродистой стали. Так как в большинстве случаев это совершенно
неприемлемо, то приходится вести отжиге очень малыми скоростями
(5—15°/час). Осуществить такой замедленный отжиг в отключен-
ной печи, предоставленной свободно охлаждаться, не удается: лю-
бая термическая печь охлаждается со скоростью, значительно
большей. Поэтому замедленный отжиг производится в остываю-
щей, но подогреваемой печи. Прямая такого отжига обозначена на
фиг. 33, б буквой t’o.
При отжиге высоколегированных сталей прямая обычного от-
жига пересекает в лучшем случае только одну левую кривую на-
чала превращения (фиг. 33, в). Это значит,что в структуре отожжен-
ных высоколегированных сталей окажется мартенсит!
Чтобы вызвать в высоколегированных сталях перлитное превра-
щение, нужны столь малые скорости охлаждения, что практическая
реализация их становится невозможной. Как же в таких случаях
произвести уменьшение твердости высоколегированной стали? Это
достигается не отжигом, а высоким отпуском: при отпуске происхо-
дит сфероидизация и коагуляция карбидов, т. е. уменьшение сте-
пени дисперсности.
Повышение легирующими элементами степени устойчивости
аустенита, причиняющее столько трудностей при проведении от-
жига, оказывается очень благоприятным при осуществлении за-
калки.
На тех же трех диаграммах (фиг. 33) проведены три прямые
а2, соответствующие закалке в масле. Прямая v2 цля углеро-
дистой стали (фиг. 33, а) пересекает только левую кривую на-
чала превращения. Это значит, что в структуре углеродистой
стали, закаленной в масле, окажется тросстит и мартенсит. Такая
же прямая v2 на диаграмме низколегированной стали (фиг. 33, б)
проходит левее левой кривой превращения. Это значит, что леги-
рованная сталь, закаленная в масле, имеет структуру мартенсита.
А закалка в масле имеет огромное технологическое преимущество
по сравнению с закалкой в годе: меньшими получаются внутренние
напряжения и, следовательно, меньше коробление и меньше опас-
ность образования закалочных трещин.
Высоколегированные стали, закаленные в масле, а некоторые
из них даже после нормализации имеют аустенитную структуру.
Так получается потому, что точка М мартенситного превращения
лежит ниже комнатных температур (фиг. 33, в).
Действительная скорость охлаждения
65
17.	ДЕЙСТВИТЕЛЬНАЯ СКОРОСТЬ ОХЛАЖДЕНИЯ И КРИТИЧЕСКАЯ
СКОРОСТЬ ЗАКАЛКИ
Охлаждение—важнейший этап любой термической обработки.
От скорости охлаждения зависит получение той или иной структу-
ры и, следовательно, тех или иных свойств. Особенное значение
имеет скорость охлаждения при закалке. Для того чтобы осущест-
вилась закалка на мартенсит, действительная скорость охлажде-
ния должна быть больше критической скорости закалки.
Действительная скорость охлаждения за-
висит в основном (опуская многочисленные, но более второсте-
пенные факторы) от в е с а детали, от в е л и ч и н ы ее
Фиг. 34. Влияние веса (массы) деталей из
одной и той же стали на характер превра-
щений аустенита: меньшая деталь охлаж-
дается в масле, большая в воде.
Фиг. 35. Зависимость критиче-
ской скорости закалки углеро-
дистых сталей от содержания
углерода (С. С. Штейнберг).
поверхности, от природы и температуры
среды. Нельзя поэтому говорить, что при охлаждении в воде
достигается всегда большая скорость охлаждения, а при закалке
в масле — малая. Скорость охлаждения массивной детали в воде
может оказаться меньше критической скорости — ив ней не по-
лучится структуры мартенсита. И, наоборот, скорость охлаждения
небольшой детали в масле может быть больше критической скорости
закалки не только на поверхности, но и в центре — и деталь
получит сквозную закалку на мартенсит (фиг. 34).
Когда мы говорим, что для закалки на мартенсит деталей из
углеродистых сталей требуется охлаждение- в воде, то мы имеем
в виду сравнительно небольшие детали и инструменты—такие,
вес которых не превышает нескольких килограммов, какие в боль-
шинстве случаев нам и приходится закаливать. Для таких деталей
и инструментов действительная скорость закалки в воде, в самом
деле, всегда больше критической скорости закалки.
5 Б . П. Захаров
66
Превращения в стали при охлаждении
Критическая скорость закалки также зави-
сит от нескольких различных факторов. Основным фактором, опре-
деляющим величину критической скорости закалки, является хи-
мический состав стали. Зависимость критической скорости закалки
углеродистых сталей от содержания углерода дана на фиг. 35.
Значения критической скорости закалки некоторых легирован-
ных сталей (по данным Эссера) приведены ниже:
Содержание Легирующий элемент
углерода, % и его содержание
0,42	1,12 Ni
0,40	4,8 Ni
1,09	0,53 Cr
1,02	1,04 (.г
0,92	2,00 Cr
1,19	3,03 Cr
Верхняя критическая
скорость закалки,
°/с ек.
450
85
300
100
25
20
В значительной степени величина критической скорости закал-
ки зависит от т е м п е р а т у р ы закалки: чем выше темпе-
ратура нагрева под закалку, тем более однородным получается
аустенит, тем больше величина ею зерен, тем он получается более
устойчивым и тем, следовательно, меньше значение критической
скорости закалки. В некоторой степени критическая скорость за-
калки зависит от металлургической природы
стали: чем чище сталь от различных неметаллических включе-
ний, чем меньше, значит, имеется в структуре стали зародышевых
центров, облегчающих Лг-превращение, тем устойчивее переох-
лажденный аустенит в верхней ступени и тем, следовательно, мень-
ше критическая скорость закалки.
Но критическая скорость закалки не зависит от веса деталей.
В отличие от действительной скорости охлаждения, критиче-
ская скорость закалки есть свойство са-
мой стали.
18.	ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ
При закалке деталей скорость охлаждения уменьшается по мере
удаления от поверхности: наибольшей она получается на поверх-
ности и наименьшей в центре сечения.
Если скорость охлаждения в центре сечения окажется больше
критической для данной стали, то деталь закалится по всему се-
чению, или, как говорят, прокалится насквозь. Если же скорость
охлаждения в центре получится меньше критической, то сердце-
вина детали окажется непрокалившейся.
Прокаливаемость имеет огромное значение для получения вы-
соких и — что еще важнее — однородных по всему сечению дета-
ли свойств.
Предположим, что мы закалили три одинаковые по размерам
детали, изготовленные из трех различных сталей с различной про-
Прокаливаемость
67
каливаемостью (фиг. 36)’. Пусть две детали (а и б) получили не-
сквозную закалку (закаленная зона заштрихована), а третья (в)
сквозную. Структура закаленных зон — мартенсит, структура не-
закаленных зон—троостит или, может быть, даже сорбит.
Произведем высокий отпуск всех трех деталей при одной и той
же температуре. Мартенсит закаленных зон превратится в сорбит
отпуска. Что же касается незакаленных зон, то при высоком от-
пуске сорбит закалки почти не изменит своего строения, а в троо-
стите закалки частично произойдут процессы сфероидизации,
но в общем строение его будет.ближе к сорбиту закалки, чем к сор-
биту отпуска.
Итак, после высокого отпуска структура закаленных зон будет
состоять из сорбита отпуска, а структура незакаленных — из
Фиг. 36. Схема изменения механических свойств по
сечению деталей из трех сталей различной прокали-
ваемости после закалки и отпуска на одинаковую
твердость (А. П. Гуляев).
сорбита закалки. Есть ли какое-либо различие между этими двумя
видами сорбита? Есть, и весьма существенное. Сорбит закалки име-
ет пластинчатое строение (см. фиг. 20, а), а сорбит отпуска — зер-
нистое строение (см. фиг. 20, б). Эго различие в строении этих двух
видов сорбита обусловливает значительную разницу в их свойст-
вах. По пределу прочности и относительному удлинению сорбит
закалки и сорбит отпуска (отпущенный на ту же твердость) почти
не различаются между собой. В отношении же предела текучести,
относительного сужения и в особенности ударной вязкости сорбит
закалки значительно уступает сорбиту отпуска. Поэтому централь-
ные непрокалившиеся части сечения деталей а и б, изготовленных
из слабопрокаливающихся сталей, обладают худшей пластич-
ностью и вязкостью, нежели деталь в, изготовленная из стали с глу-
бокой прокаливаемостью, хотя твердость всех трех деталей будет
совершенно одинакова.
Из этого следует, что все те детали, которые должны обладать
высокими и однородными по сечению механическими свойствами,
должны изготовляться из глубокопрокаливающихся сталей.
5*
68
Превращения в стали при охлаждении
В зависимости от степени прокаливаемости все конструкцион-
ные стали можно разбить на четыре группы:
1) стали неглубокой прокаливаемости; сквозная прокаливае-
мость получается при диаметре цилиндрических образцов не более
15 мм\ к этой группе относятся углеродистые стали;
2) стали средней прокаливаемости; сквозная прокаливаемость
получается при диаметре до 35 мм: к этой группе относятся низ-
колегированные
Фиг. 37. Образец
для определения
прокаливаемости по
стандартному мето-
ду торцовой закал-
ки (ГОСТ 5657—51).
стали, например марки 30Г2, 15Х, ЗОХ, ЗЗХС,
40ХС, 40ХФ и другие;
3) стали повышенной прока-
ливаемости (диаметром до 75 мм}\
к этой группе относятся более
сложнолегированные стали, на-
пример марки 40ХН, ЗОХСГ,
ЗОХМА и другие;
4) стали высокой прокали-
ваемости (диаметром до 100 мм)\
к этой группе относятся слож-
нолегированные стали, содер-
жащие три или более легирую-
щих элементов, например стали
марок 20ХНЗА, 12Х2НЗМА,
18ХНВА и другие.
Прокаливаемость, являясь
функцией критической скорости
закалки, зависит от тех же фак-
торов, что и критическая ско-
рость закалки. Влияние сте-
пени легированности
на прокаливаемость ясно из предыдущего. Прокаливаемость, так
же как и критическая скорость закалки, зависит от величину
зерна аустенита. Природно крупнозернистые стали прокали-
ваются на большую глубину, чем природно мелкозернистые. Про-
каливаемость можно несколько увеличить повышением темпе-
Фиг. 38. Способ
б е зокислитель-
ного нагрева об-
разца для тор-
цовой закалки.
ратуры закалки: увеличение серна аустенита и растворе-
ние неметаллических зародышевых фаз повышает устойчивость
переохлажденного аустенита, уменьшает критическую скорость
закалки и, следовательно, повышает прокаливаемость.
Определение прокаливаемости производится разными метода-
ми. Наиболее простой — метод торцовой закалки, регламентиро-
ванный ГОСТ 5657—51. Для определения прокаливаемости какой-
либо стали из нее изготовляется специальный цилиндрический об-
разец (фиг. 37). Образец нагревается в печи таким образом, чтобы
было исключено окисление или обезуглероживание его торца, на-
пример так, как это показано на фиг. 38. После выдержки при
соответствующей температуре в течение 30 мин. после прогрева
Охлаждающие среды
69
образец быстро (не более чем за 5 сек.) переносится в1 закалочную
установку (фиг. 39) и немедленно закаливается струей воды.
Затем на цилиндрической поверхности образца с двух проти-
воположных сторон сошлифовывают две продольные площадки
глубиной 0,2—0,5 мм и производят измерение твердости по Роквел-
лу, начиная замеры на расстоянии 48 мм ог закаленного торца. Пер-
вые 10 замеров в направлении к закаленному торцу делают через
каждые 3 мм, остальные 13 через 1,5 мм. Для каждых двух за-
меров, сделанных на противоположных сторонах на одинаковом
расстоянии от торца, берут среднее арифметическое.
Фиг. 39. Установка для определения прокаливаемо-
сти методом торцовой закалки.
Результаты испытания стали на прокаливаемость выражают
графически (фиг. 40). По результатам испытания прокаливаемое™
методом торцовой закалки можно определить диаметр цилиндриче-
ской детали, имеющей в центре такую же твердость при закалке
в воде с температурой 10—20э или в масле с температурой 15—
70° на основании графика, представленного на фиг. 41.
Оценка прокаливаемости инструментальных углеродистых ста-
лей производится на основании шкалы изломов (фиг. 42), уста-
новленной ГОСТ 1435—54. Прокаливаемость определяется по из-
лому трех образцов сечением 20 X 20 мм или круглых диаметром
21—23мми длиной 100 мм с надрезом посредине глубиной 2—5 мм
(круглых 5—7 мм). Образцы сначала отжигают при температуре
730—750° и после выдержки в течение 2 час. охлаждают с печью
до температуры 650, а затем закаливают при температурах 760,
800 и 840° в воде с температурой 10—30°
19. ОХЛАЖДАЮЩИЕ СРЕДЫ
Основными средами, применяемыми при закалке стали, явля-
ются жидкости.
Рассмотрим процесс охлаждения в холодной жидкости детали,
нагретой до высокой температуры. Когда мы погружаем нагретую
70
Превращения в стали при охлаждении
Фиг, 40. Кривая прокаливаемости.
Фиг. 41. Графический способ определения по
кривой прокаливаемости диаметра цилиндри-
ческой детали, имеющей в центре после за-
калки заданную твердость.
Пример. По данным торцовой закалки получилось,
что твердость 40 находится на расстоянии
21 мм от закаленного торца. J иаметр детали,
имеющей в центре такую же твердость, равен
80 мм при закалке в воде или 55 мм при закал-
ке в масле.
Охлаждающие среды
71
балл V
Фиг. 42. Шкала прокаливаемости инструментальных
углеродистых сталей (ГОСТ 1435—54).
72
Превращения в стали при охлаждении
до высокой температуры деталь в жидкость, то в первый же мо-
мент слой жидкости, окружающий деталь, почти мгновенно нагре-
вается до температуры кипения и переходит в парообразное состоя-
ние. Деталь оказывается окруженной слоем пара—паровой «ру-
башкой», которая препятствует поступлению охлаждающей жид-
кости к детали. Поверхностные слои детали охлаждаются наиболее
интенсивно до образования паровой рубашки.
Для перевода жидкости в парообразное состояние необходимо:
1)	чтобы жидкость нагрелась от своей начальной температуры
/0 до температуры кипения tKUn\ количество потребного для этого
тепла пропорционально теплоемкости жидкости сж и разности
температур tKun— /0:
С ж кип *о) >
2)	чтобы жидкость, нагретая до температуры кипения tKUn,
превратилась в пар; количество потребного для этого тепла про-
порционально теплоте парообразования жидкости Lnap\
3)	чтобы пар нагрелся от температуры кипения жидкости до
какой-то конечной температуры tK\ количество потребного для
этого тепла пропорционально теплоемкости пара сп и разности тем-
ператур tK—tKUn:
^кип) ’
Образующаяся паровая «рубашка» непрерывно смывается
окружающими ее слоями жидкости и тем интенсивнее, чем меньше
вязкость жидкости, т. е. чем она более подвижна.
Когда деталь охладится до температуры ниже температуры ки-
пения жидкости, парообразование жидкости прекратится, и теп-
лота от детали будет передаваться к жидкости только в результате
теплопроводности: чем больше теплопроводность, тем интенсивнее
будет происходить дальнейшее охлаждение.
Итак, закаливающая способность жидкости зависит от: 1) на-
чальной температуры; 2) температуры кипения; 3) теплоемкости
жидкости.; 4) теплоты парообразования; 5) теплоемкости пара;
6) теплопроводности; 7) вязкости.
Самыми распространенными закалочными жидкостями являются
вода и минеральные масла. Закаливающая способность масел во
много раз меньше закаливающей способности воды именно потому,
что теплоемкость, теплота парообразования и теплопроводность
масел меньше тех же характеристик воды, а вязкость значительно
больше, как это хорошо видно из табл. 5, составленной Д. Я. Виш-
няковым.
При закалке на мартенсит углеродистых и большинства низко-
легированных сталей должны быть созданы такие условия, чтобы
в интервале Дг-превращения, соответствующем минимуму устой-
чивости аустенита (650—550°), охлаждение производилось с очень
высокой скоростью (большей критической) — этим будет предот-
Охлаждающие среды
73
Таблица 5
Сравнительная характеристика физических свойств закалочных жидкостей
♦ (свойства воды принимаются за 100%)
Закалочная жидкость	Темпера- тура кипения I	Полная теплота испарения	1 1 Теплопро-i Тепл0‘		Вяз- | кость	Твердость на поверх- ности j закаливае- [ мой стали
			, водность 1	ем- ! кость		
Вода .	... Машинное масло	100	100	100	100	100	100
марки Л . . Веретенное масло	330	45	17	46	440	49
марки Н . . . .	330	45	17	’	48	320	49
вращено превращение аустенита в феррито-карбидную смесь, В ин-
тервале же мартенситного превращения (300—200°) скорость ох-
лаждения, наоборот, желательно иметь значительно меньшей:
в этом случае неизменно возникающие внутренние термические
напряжения будут получаться соответственно меньшими, а это для
стали в указанном интервале температур особенно важно, так как
сталь становится мало пластичной. Жидкость, которая позволила
бы осуществить указанные условия охлаждения, можно бы счи-
тать идеальной закалочной жидкостью. Те реальные жидкости,
которые применяются в качестве закалочных, не удовлетворяют,
по крайней мере, одному из сформулированных выше условий для
Таблица 6
Скорости охлаждения небольших образцов в различных средах
Скорость охлаждения град./сек.
Среда	в интервале температур	
	650-550°	300—200°
Вода при 18°	600	270
1 То же при 30°	500	270	I
в	» 50°	100	270
в	в 75° 		30	200-	|
Водный раствор 10% NaOH	1200	300
То же	10% NaCl	1100	300
в »	10% Na2CO3	800	270
в в	10% H2SO4	750	300
Дистиллированная вода	250	200
Вода, насыщенная СО2	100—200	200
ЛАыльная вода	. .	30	200
Эмульсия масла в воде	. .	70	200
Минеральные масла (в среднем)	100-150	20—50	1
 Медные плиты	60	30
Стальные плиты	35	15
Сжатый воздух .	30	10	I
Спокойный воздух		3	1।
74
Превращения в стали при охлаждении
идеальной закалочной жидкости, как об этом можно судить по
данным С. С. Штейнберга, представленным в табл. 6.
Из табл. 6 можно сделать следующие основные выводы:
1)	при охлаждении в холодной воде получается высокая ско-
рость охлаждения и в интервале Лг-превращения (это очень хо-
рошо!) и в мартенситном интервале (это очень плохо!);
2)	при охлаждении в масле получается наоборот: низкая ско-
рость охлаждения в Лг-интервале, недостаточная, чтобы подавить
превращение аустенита углеродистых сталей в феррито-цементит-
ную смесь, и низкая же скорость охлаждения в мартенситном ин-
тервале, что весьма благоприятно;
3)	нагрев воды значительно понижает скорость охлаждения в
Лг-интервале и почти не сказывается на скорости охлаждения в
мартенситном интервале; из этого следует, что нагрев воды в
большинстве случаев особого смысла не имеет; заметим, кстати,
что, наоборот, нагрев масла, уменьшая его вязкость, несколько
увеличивает скорость охлаждения в Лг-интервале, поэтому часто
масло перед закалкой нагревают до 40—80°;
4)	растворенные в воде вещества (едкий натр, сода, поварен-
ная соль и другие) повышают скорость охлаждения, т.е. увели-
чивают резкость закалки;
5)	растворенные в воде газы, наоборот, сильно снижают ско-
рость охлаждения; этим объясняется, что свежая вода охлаждает ме-
нее энергично, чем уже бывшая в употреблении: часть растворен-
ных в ней газов выделилась;
6)	пенообразующие вещества (мыло) резко снижают скорость
охлаждения.
Помимо жидкостей, в некоторых случаях при закалке приме-
няют охлаждение струей сжатого воздуха, обдувая ею закаливае-
мый инструмент. Охлаждение струей сжатого воздуха применяется,
в частности, при закалке небольших инструментов из быстроре-
жущих сталей. Охлаждение между стальными или медными пли-
тами применяется в тех случаях, когда необходимо предотвратить
коробление тонких деталей при закалке (шестерни, дисковые пилы
и т. п.).
ЛИТЕРАТУРА
1.	А. П. Гуляев, Процессы превращения в стали при закалке, статья
в сборнике [15].
2.	В. Д. Садовский, Превращение аустенита в мартенсит,— статья
в сборнике [9].
3.	А. А. Попов, Превращения аустенита при непрерывном олаждении,—
статья в сборнике [9].
4.	И. С. Козловский, Прокаливаемость стали, Машгиз, 1945.
5.	Справочник [23]. В этом справочнике помещены диаграммы изотерми-
ческого превращения переохлажденного аустенита для большинства промыш-
ленных марок стали.
Изменения в структуре закаленной стали
75
ГЛАВА IV
ПРЕВРАЩЕНИЯ В ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ ПРИ ЕЕ
НАГРЕВЕ (ТЕОРИЯ ОТПУСКА)
20. ИЗМЕНЕНИЯ В СТРУКТУРЕ ЗАКАЛЕННОЙ УГЛЕРОДИСТОЙ
СТАЛИ ПРИ НАГРЕВЕ
Структура углеродистой стали, закаленной с температуры выше
А3 или АСт, состоит в основном из тетрагонального мартенсита и не-
большого количества остаточного аустенита. В структуре стали,
закаленной с температуры в интервале —А3 или —АСт, имеет-
ся, кроме того, еще феррит (в доэвтектоидных сталях) или це-
ментит (в заэвтектоидных сталях). На процессы отпуска, которые
будут рассмотрены в этой главе, присутствие в структуре феррита
или цементита влияния не оказывает, и поэтому мы с ними считать-
ся не будем.
Обе структурные составляющие закаленной стали — тетраго-
нальный мартенсит и аустенит — неустойчивы. Раз это так, то
естественно, что в закаленной стали потенциально заложено стрем-
ление к равновесному устойчивому состоянию. Но достижение
этого равновесного состояния при комнатных температурах не мо-
жет осуществиться из-за малой подвижности атомов (низкая ско-
рость диффузии). С повышением температуры подвижность атомов
увеличивается (скорость диффузии возрастает) и в неустойчивой
структуре закаленной стали могут осуществляться и осуществляются
фазовые и структурные превращения, приближающие ее к равно-
весному состоянию. Это и составляет сущность отпуска.
Превращения, которые происходят при отпуске в структуре
закаленной стали, не могут быть обнаружены методами оптической
микроскопии. Эти превращения были исследованы в основном дву-
мя методами: дилатометрическим и рентгеноструктурным. В пос-
леднее время на помощь исследователям-металловедам пришла
электронная микроскопия.
Дилатометрический метод состоит в том, что изучаются изме-
нения объема или длины отпускаемой закаленной стали с повыше-
нием температуры. Так как из всех фаз стали мартенсит обладает
наибольшим удельным объемом, а аустенит — наименьшим, то
очевидно, что уменьшение длины (объема) образца закаленной
стали соответствует распаду мартенсита, а увеличение длины
(объема) — распаду аустенита.
Экспериментальное изучение изменения длины образца зака-
ленной стали при отпуске (фиг. 43) показало, что длина образца
сначала (в интервале температур 80—200°) уменьшается, затем
(в интервале температур 200—300°) увеличивается и, наконец,
начиная с температуры 300° снова непрерывно уменьшается.
76
Превращения в закаленной стали при ее нагреве
Сопоставление этой дилатометрической кривой с данными рент-
геноструктурного анализа позволило установить, что в процессе
отпуска закаленной стали происходят четыре превращения:
1)	выделение атомов углерода из решетки тетрагонального мар-
тенсита;
2)	распад остаточного аустенита;
3)	цементитное превращение;
4)	коагуляция цементита.
Первое превращение, в основном протекающее в
первом интервале температур (80—200°), состоит
Температура отпускает
Фиг. 43. Изменение длины закален-
ного образца при отпуске. Римски-
ми цифрами отмечены температур-
ные зоны четырех превращений
при отпуске.
Фиг. 44. Изменение содержания угле-
рода в мартенсите при отпуске (Э.З. Ка-
минский и Т. И. Стеллецкая).
в том, что из решетки тетрагонального мартенсита постепенно вы-
деляются атомы углерода, образуя ультрамикроскопические (не
различимые в микроскоп) частички цементита. Мартенсит обед-
няется углеродом (фиг. 44). Обеднение мартенсита углеродом при-
водит к тому, что степень его тетрагональное™ (—) постепенно
уменьшается, приближаясь к 1. Будем называть этот постепенно
обедняющийся углеродом мартенсит, решетка которого постепенно
же превращается из тетрагональной в кубическую, альфа-раство-
ром. Поскольку удельный объем альфа-раствора меньше удельного
объема тетрагонального мартенсита, в первом интервале происхо-
дит уменьшение длины образца (фиг. 43).
Первое превращение, интенсивно протекающее в первом тем-
пературном интервале (80—200°), захватывает, постепенно осла-
бевая, второй температурный интервал (200—300°) и заканчивает-
Изменения в структуре закаленной углеродистой стали
77
ся в третьем — при температуре около 400° При этой температуре
альфа-раствор почти полностью лишается углерода и решетка его
делается кубической. Альфа-раствор становится ферритом. К кон-
цу первого температурного интервала (200°) структура отпускае-
мой стали состоит из альфа-раствора (значительно обедненного
углеродом и сохранившего еще некоторую степень тетрагональ-
ности), выделившихся из него ультрамикроскопических частичек
цементита и остаточного аустенита. Такую гетерогенную структуру
иногда называют отпущенным мартенситом.
Во втором температурном интервале (200—
300°) одновременно с первым превращением происходит второе:
распад аустенита на смесь альфа-раствора и цементита. Альфа-
раствор, получившийся в результате распада аустенита, подо-
бен тому альфа-раствору, который на данной стадии получился
из тетрагонального мартенсита: в нем еще растворено некоторое
количество углерода и решетка его еще тетрагональна. Поскольку
удельный объем аустенита меньше удельного объема продуктов
его распада, второе превращение сопровождается расширением
образца (фиг. 43).
Второе превращение заканчивается к концу второго темпера-
турного интервала, и структура отпущенной до температуры 300°
стали состоит из альф а-p аствора и цементита.
Третье превращение, происходящее частично в пер-
вом и втором интервалах, но особенно интенсивно в третьем
температурном интервале (300—400°), относится
к цементитной фазе. Сущность третьего превращения еще не вполне
ясна. Одни ученые полагают, что химический состав тех ультрами-
кроскопических частичек цементита, которые выделяются из тет-
рагонального мартенсита и альфа-раствора в первом и втором тем-
пературных интервалах, отличен от химического состава цемен-
тита Fe3C. Какой именно химический состав имеет этот цементит,
точно определить пока не удалось. Поэтому его состав обозначают
формулой FexC. В третьем температурном интервале происходит,
по мнению этих ученых, процесс превращения цементита FexC
в обычный цементит Fe3C.
Другие ученые считают, что при любой температуре отпуска
из тетрагонального мартенсита и альфа-раствора выделяется обыч-
ный цементит Fe3C, но частички его не отделились от того альфа-
раствора, из которого они выделились: пограничные слои атомов
в решетках альфа-раствора и цементита общие. Третье превра-
щение, по мнению этих ученых, состоит в том, что происходит
обособление цементитных частичек.
В третьем температурном интервале заканчивается первое пре-
вращение, и потому происходит, как и в первом интервале, со-
кращение длины образца. Третье — цементитное превоащение также,
по-видимому, способствует этому.
78	Превращения в закаленной стали при ее нагреве
В четвертом температурном интервале
(400°—Лх) происходит несколько различных превращений, кото-
рые в совокупности называются четвертым превращением. В четвер-
том температурном интервале происходят процессы снятия упру-
гих напряжений и рекристаллизация феррита, пластически дефор-
мированного совершавшимися ранее объемными изменениями.
В результате этих процессов происходит дальнейшее сокращение
длины образца. Одновременно в четвертом температурном интер-
вале происходит также процесс коагуляции частичек цементита.
100%>
Дустенигл
0,8 %
Тетрагональ-/ |
ный
мартенсит
I
। Дльсра-раствор [
I	!
Закаленное
состояние
Интервалы температур
и -4— ш -4-----------
JJ
0J0/
200	300
Тем пера >
Феррит
] Цементит
ООО | 300	600
тура отпуска, °C
700
Зернистый
Троостит
отпуска Сорбит отпуска перлит^
£


Фиг. 45. Схема изменения структуры закаленной стали при отпуске. Римскими
цифрами отмечены температурные интервалы отпуска. Цифры показывают содержа-
ние углерода в мартенсите. В кружках схематически показаны структуры троо-
стита, сорбита и зернистого перлита.
Процесс коагуляции частичек цементита происходит непрерывно
в течение всего первого, второго и третьего температурных интер-
валов. Но особенное развитие процесс коагуляции цементита по-
лучает в четвертом температурном интервале.
Частички цементита после отпуска при температуре выше 500° уже
становятся видимыми в обычный оптический микроскоп. При до-
стижении температуры 680—700° структура отпущенной стали со-
стоит из хорошо дифференцированного зернистого перлита.
Структура закаленной стали, отпущенной при температуре 400—
500°, обычно называется трооститом отпуска, а отпу-
Изменения свойств закаленной стали при отпуске
79
щенной при температуре 500—650° — сорбитом отпуска.
На фиг. 45 схематически показаны изменения в структуре за-
каленной стали при ее отпуске.
21.	ИЗМЕНЕНИЯ СВОЙСТВ ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ ПРИ ОТПУСКЕ
Закаленная на мартенсит сталь характеризуется очень высокой
твердостью и очень низкими пластичностью и ударной вязкостью.
При отпуске закаленной стали свойства ее значительно меня-
ются: прочность и упругость снижаются, пластичность же и удар-
ная вязкость повышаются. Однако, как следует из рассмотрения
фиг. 46, а, зависимость изменения механических свойств закален-
ной стали от температуры отпуска имеет сложный характер. Пре-
Фиг. 46. Изменения при отпуске: а—механических свойств стали марки 38ХСА,
закаленной в масле с температуры 940°, и б—твердости стали У12.
дел прочности и предел текучести имеют максимум после отпуска
при температуре 300° Это объясняют тем, что при нагреве до этих
температур снимаются огромные закалочные напряжения, сни-
жающие величину указанных прочностных характеристик стали.
Следует обратить также внимание на характер измерения отно-
сительного сужения и ударной вязкости. Максимума эти величины
достигают не при Alf как обычно предполагают, а при температу-
рах несколько более низких: 600—650°. Из этого следует, что
сначала по мере укрупнения (коагуляции) зерен цементита проис-
ходит повышение пластичюсти и ударной вязкости, а после дости-
жения какой-то критической «крупности» дальнейшее укрупнение
Цементитных зерен приводит к понижению (правда, небольшому)
пластичности и ударной вязкости.
80
Превращения в закаленной стали при ее нагреве
В заэвтектоидной стали максимум имеет также и кривая твер-
дости (фиг. 46, б). При низких температурах отпуска твердость не
понижается, как принято обычно думать, а даже несколько повы-
шается и достигает максимума после отпуска при температуре 150°
т. е. тогда, когда значительная часть тетрагонального мартенсита
успела превратиться в смесь альфа-раствора и ультрамикроскопи-
ческих частиц цементита. На первый взгляд кажется невероятным,
что структура, в которой основную часть составляет альфа-рас-
твор, значительно обедненный углеродом, может быть тверже тет-
рагонального мартенсита. Альфа-раствор, несомненно, имеет мень-
шую твердость; особо же высокую твердость закаленной стали,
отпущенной при температуре 150°, придают ультрамикроскопи-
ческие частички цементита, конечно, не сами по себе, а в силу того,
что они затрудняют сдвиги в кристаллах альфа-раствора, «закли-
нивая» плоскости сдвигов.
22.	ОСОБЕННОСТИ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПРИ ОТПУСКЕ ЗАКАЛЕННЫХ
ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ
При отпуске закаленных легированных сталей перлитного клас-
са происходят те же превращения, какие происходят и в закален-
ных углеродистых сталях.
Отличия превращений при отпуске закаленных легированных
сталей носят не качественный, а количественный характер: грани-
цы температурных интервалов превращения при отпуске леги-
рованных сталей сдвигаются в область более высоких
температур. Особенно сильное действие оказывают в этом
отношении карбидообразующие элементы (Cr, W, Mo, V). В част-
ности, повышается до 350—450°, а в сложнолегированных хромо-
вол ьфрамова на диевых сталях до 600° превращение тетрагональ-
ного мартенсита в отпущенный мартенсит. Легирующие элементы
повышают также температуры начала и кон-
ца распада остаточного аустенита. Особенно
сильно в этом отношении действие марганца и хрома. Карбидо-
образующие элементы и кремний повышают и темпера-
туру рекристаллизации феррита и оказывают тор-
мозящее действие на процесс коагуляции
карбидов.
Все это вместе взятое приводит к тому, что стали, легированные
карбидообразующими элементами, имеют более высокую твер-
дость, чем углеродистые, после отпуска при одинаковых темпера-
турах (фиг. 47). Кратко это формулируется обычно так: легиро-
ванные стали, особенно легированные карбидообразующими эле-
ментами, обладают большей стойкостью против
отпуска. У некоторых высоколегированных сталей, например
быстрорежущих, эта особенность — стойкость против отпуска —
	Отпускная хрупкость
81
выражена особенно ярко: мартенсит этих сталей претерпевает на*
чальные стадии распада, соответствующие максимальной твердо-
сти, лишь при 550—560° (то, что в углеродистых сталях происходит
при 150°).
Интересную особенность некоторых высоколегированных ста-
лей представляет явление вторичной твердости. Вы-
ражается оно в том, что после отпуска до некоторых температур
(500—550°) твердость стали не только не уменьшается, но даже за-
метно увеличивается по сравнению с первоначальной. Это явление
объясняется не только выделением карбидов в высокодисперсном
состоянии (о чем у нас уже шла
речь), а также распадом остаточ-
ного аустенита, обладающего
невысокой твердостью (НБ=
=200) по сравнению с очень вы-
сокой твердостью отпущенного
мартенсита (Нв = 650 4- 750).
Повышение твердости в ре-
зультате распада аустенита свой-
ственно всем сталям, но оно
остается почти незамеченным,
гак как количество остаточного
аустенита в закаленных углеро-
дистых и низколегированных
сталях не велико. В закаленных
же высоколегированных сталях
количество остаточного аустени-
та весьма значительно (до 30%
Фиг. 47. Влияние температуры отпус-
ка на твердость закаленных углеро-
дистых и легированных инструменталь-
ных сталей.
и больше), и эффект повышения
твердости в результате его распада весьма ощутим.
23.	ОТПУСКНАЯ ХРУПКОСТЬ
Интересную особенность отпуска некоторых закаленных леги-
рованных сталей представляет явление отпускной хруп-
кости.
С повышением температуры отпуска закаленных углеродистых
сталей ударная вязкость непрерывно повышается (см. фиг. 46).
Зависимость ударной вязкости от температуры отпуска некоторых
закаленных легированных сталей выражается более сложной кри-
вой (фиг. 48). На этой кривой обращают на себя внимание два ми-
нимума («провала») ударной вязкости: первый при температуре
около 300° и второй при температуре около 550°. Первый минимум
ударной вязкости при температуре около 300° называется о т -
пускной хрупкостью первого рода, второй ми-
нимум при температуре около 550° — отпускной хруп-
костью второго рода.
6 Б. П. Захаров
82
Превращения в закаленной стали при ее нагреве
Причины отпускной хрупкости первого рода пока неясны. Пред-
полагают, что отпускная хрупкость первого рода объясняется вы-
делением из альфа-раствора в этом интервале температур карби-
дов пластинчатой формы, которая неблагоприятна для сопротивле-
Фиг. 48. Зависимость ударной вязкости
закаленной легированной стали от тем
пературы отпуска.
ния стали удару. При более высоких температурах отпуска кар-
биды выделяются в зернистой форме.
Совсем иной характер имеет
отпускная хрупкость второго ро-
да. Во-первых, отпускная хруп-
кость второго рода свойственна
далеко не всем сталям, а только
некоторой группе их, в частно-
сти, хромоникелевым и хромо-
марганцовым. Во-вторых, отпус-
кная хрупкость второго рода
проявляется лишь в том случае,
если охлаждение после отпуска
было медленное (фиг. 48). При
быстром же охлаждении после
отпуска второго провала ударной
вязкости не получается. Вот,
например, данные Г. В. Ужика
и А. А. Зуйковой для стали марки ЗОХГС,' закаленной в масле
и отпущенной при температуре 640°:
Охлаждение после
отпуска
в масле .
в печи со скоро-
стью 20°/час .
ав	ат	о
93,0	78,0	20,4
88,0	71,5	20,7
57
56
14,5
3,7
Интересно отметить, что если сталь, медленно охлажденную
после отпуска и получившую низкое значение ударной вязкости,
вторично отпустить при той же температуре и затем быстро охла-
дить, то значение ударной вязкости станет высоким. И, наоборот,
если сталь, быстро охлажденную после отпуска и получившую
высокое значение ударной вязкости, вторично отпустить при той
же температуре и затем медленно охладить, то значение ее ударной
вязкости получится низким. Поэтому-то ударную вяз-
кость второго родаи называют обратимой.
Отпускная хрупкость второго рода проявляется и в том
случае, если сталь, чувствительную к отпускной хрупкости,
выдерживать длительное время при температурах около 500°
(фиг. 49), а потом охлаждать с любой скоростью. Проявляемая
врезультате длительных выдержек при вы-
соких температурах хрупкость называется
тепловой х р упкостью.
Отпускная хрупкость
83
Причины отпускной хрупкости второго рода до настоящего вре-
мени эспериментально не установлены. Наиболее вероятно пред-
положение, что при медленном охлаждении после отпуска, произ-
водившегося при температуре 400—600°, по границам зерен феррита
выделяются какие-то хрупкие химические соединения, по-види-
мому, карбиды цементитного типа (Fe, Мс)3С пластинчатой формы.
При быстром же охлаждении эти соединения не успевают выде-
литься, и они остаются растворенными в феррите. Повторное по-
вышение ударной вязкости в результате длительной выдержки при
Фиг. 49. Влияние времени вы-
держки на ударную вязкость ста-
ли марки ЗОХН, закаленной с
температуры 860° и отпущенной
при температуре 650° (В. И. Про-
свирин и Е. И. Квашнина).
48) объясняется сфероидизацией пла-
стинчатых выделений.
Отпускная хрупкость первого рода
не является существенной для кон-
струкционных легированных сталей,
Фиг. 50. Влияние молибдена на уменьше-
ние ударной вязкости стали марки 35ХГ
после выдержки при температуре 500° в
течение 100 час. по сравнению с улуч-
шенным состоянием (В. И. Просвирин и
Е. И. Цвашнина).
так как конструкционные стали отпускаются, как правило, при
температурах, значительно более высоких — обычно 550—650°
Другое дело отпускная хрупкость второго рода: она проявляется
при охлаждении именно с тех самых температур, при которых
обычно и производится отпуск конструкционных сталей. Поэтому
отпускная хрупкость второго рода является весьма существенным
недостатком тех легированных сталей, которые ей подвержены.
Обычно, когда говорят о склонности стали к отпускной хрупко-
сти, имеют в виду именно отпускную хрупкость второго рода.
Наиболее радикальный способ устранить отпускную хрупкость
состоит в дополнительном легировании стали молибденом (фиг.50)
или менее эффективно — вольфрамом. Хромоникелемолибденовые'и
хромомарганцовомолибденовые стали полностью лишены недо-
статка отпускной хрупкости, чем они резко отличаются от хромони-
келевых и хромомарганцовых сталей.
84	Превращения в закаленной стали при ее нагреве
Перечислим основные группы сталей, склонных к отпускной
хрупкости:
1)	марганцовые с повышенным содержанием марганца (10Г2,
30Г2 и др.);
2)	хромистые с повышенным содержанием углерода (40Х, 45Х
и др.), также ШХ15, нержавеющие;
3)	хромокремнистые (35ХС, 40ХС и др.);
4)	хромомарганцовые (40Х2Г, 15Х2Г2Т и др.);
5)	хромоникелевые (ЗОХН, 40ХН, 20ХНЗА и др.);
6)	хромомарганцовокремнистые (20ХГС, ЗОХГС и др.);
7)	марганцовокремнистые (25СГ, 35СГ и др.).
Не подвержены отпускной хрупкости стали:
1)	углеродистые;
2)	марганцовые с невысоким содержанием марганца (20Г, 40Г
и др.);
3)	хромистые с низким содержанием углерода (15Х, 20Х и т. д.
до 35Х включ.);
4)	молибденовые (15М, ЗОМ и др.);
5)	хромомолибденовые (ЗОХМА, 35ХМ и др.);
6)	хромомолибденовоалюминиевая (35ХМЮА);
7)	никелевые (ЗОН, 40Н и др.);
8)	хромоникелевольфрамовые (18ХНВ, 25ХНВ);
9)	хромоникелемолибденовые (35ХНМ, 35XH3M и др.);
.10) кремнистые (60С2) и др.
Однако, если названные стали долго держать при температуре
отпуска и затем медленно охлаждать, то и они окажутся подвер-
женными отпускной хрупкости.
ЛИТЕРАТУРА
1.	И. Н. Богачев и В. С. Пермяков, Отпуск закаленной стали,
Машгиз, 1950.
2.	В. С. Пермяков, Превращения при отпуске стали,— статья в сбор-
нике [9].
3.	Б. А. А п а е в, Процесс карбидообразования при отпуске углеродистой
стали,— статья в журнале «Металловедение и обработка металлов»
№ 1, 1957.
4.	С. 3. Бокштейн, Структура и механические свойства легированной
стали, Металлургиздат, 1954. Большая часть этой книги посвящена рассмо-
трению превращений при отпуске легированной стали.
5.	В. И. Просвирин и Е. И. Квашнина, О природе отпускной
хрупкости перлитных сталей,— статья в журнале «Металловедение и обра-
ботка металлов» № 2, 1956. В номерах этого же журнала за 1956 и 1957 гг.
напечатано в разделе «Дискуссии» много интересных статей об отпускной и
тепловой хрупкости. Наиболее интересна обобщающая статья В. Д. Садов-
ского, помещенная в № 6 за 1957 г.
РАЗДЕЛ ВТОРОЙ
ЭЛЕМЕНТЫ ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО
ПРОЦЕССА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
ГЛАВА Г
НАГРЕВ СТАЛИ
24.	ФАКТОРЫ, ОПРЕДЕЛЯЮЩИЕ СКОРОСТЬ НАГРЕВА
Нагрев деталей перед термической обработкой может осущест-
вляться по одному из следующих двух основных вариантов:
1)	нагрев в печи, предварительно нагретой до температуры тер-
мообработки (фиг. 51, а) или выше ее (фиг. 51, б);
2)	нагрев деталей вместе с печью с той или иной скоростью
(фиг. 51, в).
В некоторых случаях применяют третий вариант (фиг. 51, г):
начало нагрева осуществляют в печи, нагретой до температуры ниже
температуры термической обработки, а после достижения деталью
этой температуры производится дальнейший нагрев вместе с печью.
По первому варианту производится нагрев в камерных и мето-
дических печах. Разница между нагревом в камерных и методиче-
ских печах состоит лишь в том, что в камерных печах температура
во всем рабочем пространстве одинакова, тогда как в методиче-
ских печах температура различна по длине печи, и деталь, про-
двигаясь вдоль печи, поступает в различные зоны, нагретые до раз-
ных температур.
Нагрев по первому варианту (т. е. в нагретой печи) применяется
гораздо чаще, чем нагрев по второму варианту. Предпочтителен
первый вариант нагрева потому, что в этом случае общее время
нагрева получается меньше. Производственные преимущества
быстрого нагрева очевидны: повышается производительность печи,
сокращается цикл термической обработки, уменьшается расход
топлива или электроэнергии. Несомненны и технологические пре-
имущества быстрого нагрева: чем меньше находится сталь в области
повышенных и высоких температур, тем меньше ее окисление,
меньше поверхностное обезуглероживание, меньше получается*
рост зерна (при нагреве выше критических температур).
Чем же объясняется, что в практике термической обработки
приходится иногда применять нагрев по второму варианту, т. е.
заведомо более медленный. Объясняется это тем, что распростра-
нение тепла с поверхности в толщу детали происходит не мгновен-
но, а с некоторой конечной скоростью, определяемой теплопровод-
ностью стали. В результате этого температура внутри детали всегда
86
Нагрев стали
ниже, чем на ее поверхности (фиг. 51). Чем толще деталь, тем боль-
ше разность температур между поверхностью и центром. На фиг. 52
показано установленное экспериментально изменение температуры
поверхности и центра поковки диаметром 800 мм из стали марки
40ХН, нагревавшейся в печи с температурой 950°
Нагрев детали вызывает увеличение ее размеров и объема. Не-
равномерный нагрев вызывает неравномерное увеличение разме-
ров* В самом деле, допустим, что мы нагреваем массивный вал
(фиг. 53). Поверхностные его слои /, нагревшись до температуры
а)
Фиг. 51. Схемы основных способов нагрева:
а—нагрев в печи с постоянной температурой , (печ\ б — скоростной
нагрев в печи с температурой, превышающей заданную темпера-
туру термической обработки; в—нагрев вместе с печью; а—ступен-
чатый нагрев; tn—температура поверхности нагретой детали; t*—
температура ее центра.
должны были бы расшириться и принять размеры, показанные
пунктиром (конечно, в очень преувеличенном масштабе). Внут-
ренние слои 2, успевшие нагреться лишь до температуры /2, также
расширятся, но несколько меньше, так как /2 <Если бы эти два
слоя 1 и 2 не были прочно соединены между собой, а представляли
как бы цилиндр 2, вставленный в трубу /, то между ними в ре-
зультате такого неравномерного нагрева, получилась бы кольце-
вая щель. Но так как в действительности слои 1 и 2 прочно со-
единены между собой, то слой 2 тормозит расширение слоя /, а
слой 1 в свою очередь вынуждает слой 2 расшириться больше, чем
Факторы, определяющие скорость нагрева
87
это вызывается нагревом. Что же получается? Внутренние слои 2
оказываются растянутыми, а наружные слои 1 сжатыми. В детали,
которая спокойно и свободно нагревается в печи и на которую
не действуют никакие усилия, возникают внутренние на-
пряжения: сжимающие в поверхностных слоях, растягиваю-
щие во внутренних.
Это общее явление внут-
ренние напряжения возни-
кают всегда, когда в раз-
ных местах детали в резуль-
тате неравномерного^нагре-
ва или неравномерного ох-
Время минуты
Фиг. 52. Изменение температуры поверхно-
сти и центра поковки из стали марки 40ХН
диаметром 800 мм при нагреве в печи с тем-
пературой 950° (по данным А. А. Астафьева
и К- А. Ермакова).
Фиг. 53. Схема изменения раз-
меров различных слоев цилинд-
рической поковки при неравно-
мерном нагреве.
лаждения получаются неодинаковые температуры. Если эти внутрен-
ние напряжения превзойдут предел прочности материала, то в де-
тали неизбежно возникают трещины.
Итак, нагрев массивных деталей всегда получается
неравномерным, и тем более неравномерным, чем массивнее
деталь и чем ниже теплопроводность стали. Чем неравномернее
нагрев, тем более значительными получаются внутренние напряже-
ния. Теплопроводность же стали в большой степени зависит от хими-
ческого состава стали: чем больше содержание в стали углерода и
чем более сталь легирована, тем ниже ее теплопроводность:
Марка стали	Коэффициент теплопровод-
ное ти^атлхл/л -час-град
10	75
25, 30, 35	70
45, 50, 55	62
35ХМ	38
ЗОХНЗ и 35XH3M	34
Р18	21
1X13	20
1Х18Н9	14
1Х41Н14В2М	12
88
Нагрев стали
Вот почему при прочих равных условиях нагрев деталей из вы-
сокоуглеродистых и высоколегированных сталей должен произво-
диться медленнее, чем нагрев низкоуглеродистых и низколегиро-
ванных сталей.
С повышением температуры значения предела прочности и пре-
дела текучести понижаются, как это можно видеть из следующих данных для стали марки 35:		
Температура испы- тания, °C		
20	55	33
100	52	31
200	59	31
300	59	21
400	51	19
500	37	15
600	20	8
Казалось бы из этого, что чем выше температура, тем меньше
должна быть и скорость нагрева. В действительности этонетак.
Внутренние напряжения опасны при температурах до 500—600°
когда сталь имеет относительно высокую упругость и относительно
невысокие пластические свойства. При температурах выше 500—
600° сталь почти полностью теряет упругие свойства и становится
весьма пластичной. Поэтому возникающие при этих температурах
внутренние напряжения постепенно «рассасываются» в резуль-
тате происходящих под их действием местных пластических де-
формаций. Внутренние напряжения становятся ничтожными. По-
этому при температурах выше 500—600° стальные детали можно
греть с более высокими скоростями, а практически с любой ско-
ростью, которую можно осуществить в данной печи по ее тепло-
вой мощности.
В некоторых случаях при нагреве массивных деталей произ-
водят ступенчатый нагрев, т. е. нагревают деталь в печи до какой-
нибудь промежуточной температуры, чаще всего до 500—600°, де-
лают выдержку в течение нескольких часов для выравнивания
температуры по всему сечению, а затем продолжают нагрев вместе
с печью с максимально возможной для данной печи скоростью.
В этом случае продолжительность нагрева от температуры сту-
пени до окончательной температуры термической обработки полу-
чается меньшей.
25.	ОПРЕДЕЛЕНИЕ ВРЕМЕНИ НАГРЕВА
Определение времени нагрева может быть произведено либо
на основании теоретического расчета, либо по эмпирическим фор-
мулам, установленным практически.
В основу теоретических расчетов времени нагрева положены
дифференциальные уравнения теплопередачи от внешней среды к
Определение времени нагрева
89'
нагреваемой детали. Решение этих дифференциальных уравнений
производится при помощи особых графиков. Определение времени
нагрева на основании теоретического расчета громоздко и сложно
и в то же время конечный результат получается довольно прибли-
женным. Это объясняется тем, что численные значения многих фи-
зических величин, входящих в теоретические формулы, определе-
ны пока еще (особенно для высоких температур) недостаточно точно.
Поэтому при расчете времени нагрева по теоретическим формулам
приходится делать ряд упрощающих допущений и принимать при-
ближенные значения.
На практике в громадном большинстве случаев для определе-
ния времени нагрева пользуются эмпирическими формулами. Опре-
деление времени нагрева по эмпирическим формулам производится..
Фиг. 54. Определение расчетного размера Н для деталей различной
конфигурации.
исходя из расчетного размера Н детали. За расчетный размер И
принимают наименьшую толщину детали (фиг. 54).
Для деталей простой формы из углеродистых сталей, которые
можно нагревать в камерной печи с постоянной температурой
(700—900)° без предварительного подогрева, время нагрева под
закалку (вместе с выдержкой):
^ин=1,0//^.	(1)
Для инструментов из углеродистой стали и для деталей из ле-
гированных сталей
гмин = \ДНмм.	(2)
Для деталей и инструментов сложной формы, которые пред-
варительно нагреваются до температуры 500—600° в камерных
печах, время этого предварительного нагрева:
детали из углеродистых	сталей	2жИЯ=1,25//мл<;	(3)
инструменты из углеродистых	сталей	ZMUH= 1,8 ЯЛМ1;	(4)
детали из легированных	сталей	zMUH= 1,6 Нмм\	(5)
инструменты из легированных	сталей	zMUH=2fi Нм;;	(6)
90
Нагрев стали
Время нагрева от температуры подогрева (500—600°) до окон-
чательной температуры определяется по формулам:
углеродистые стали zMUH==0,7+ 0,8 Нмм;	(7)
легированные стали 2ЛИ„=1,0-^- 1,2 Нмм;	(8)
Время нагрева и выдержки при высокотемпературном отпуске
деталей определяется по формулам (3) и (4).
Для определения времени нагрева деталей из конструкционных
сталей можно также воспользоваться табл. 7.
Таблица 7
Продолжительность нагрева и выдержки деталей из конструкционных
углеродистых сталей
(по данным Гипроавтопрома)
Размер сечения в мм	Продолжительность в минутах							
	закалка				отпуск			
	пламенная печь		соляная ванна		пламенная печь |		соляная ванна	
	нагрев	выдержка	нагрев	выдержка	нагрев	1 1 выдержка^ нагрев		вы- держ- ка
25 50 1	75 100 125 150 175 200 |	Прим е ч 1 нагрева и вы	20 40 60 80 100 120 140 160 а н и е . держки	5 10 15 20 25 30 35 40 Для дета должна бы	7 17 24 33 40 50 55 65 лей из ть увел	3 8 12 17 20 25 30 35 легирован ичена на 2Е	25 50 75 100 125 150 175 200 ных ст< >-40%.	10 15 20 25 30 40 45 50 алей продс	10 25 35 45 55 65 70 90 >лжител	5 6 9 12 14 15 20 20 ьность 1 1
Нагрев в соляных ваннах совершается значительно быстрее,
чем в печах с воздушной атмосферой, благодаря тому, что тепло-
передача от жидкости к твердому телу происходит гораздо интен-
сивнее. Время нагрева деталей
определено по таблицам 8 и 9.
Таблица 8
Продолжительность нагрева
в соляных ваннах
I Отношение объе- ма детали к ее поверхности	Продолжительность нагрева в минутах при температуре		
	850°	950°	1 050°
0,5	1 4	1 3	2
1,0	15	11	7
1,5	32	22	14
до температуры соли может быть
Таблица 9
Продолжительность нагрева
в селитряных ваннах
Отношение объе- ма детали к ее поверхности	Продолжительность . нагрева в минутах при температуре		
	300°	450°	600°
0,5	3,5	2,5	1,4
1,0	8	6	4
1,5	14	10	7
Окисление и обезуглероживание стали
91
Время нагрева в соляных ваннах может быть определено также
по эмпирическим формулам:
нагрев деталей из углеродистых и легированных сталей от ком-
натной температуры до температуры термообработки
%#мн—0,35 Нмм>	(9)
нагрев от температуры 500—600° (температура подогрева) до
температуры термообработки
детали из углеродистых сталей zMUH = 0,15 НЛ1М\	(10)
детали из легированных сталей zMUH =0,20 Нмм.	(11)
Критерием окончания нагрева, осуществляемого в действитель*
ности, является показание термопары, соприкасающейся с нагре-
ваемой деталью (иначе она показывает температуру печи, а не де-
тали), и цвет каления детали. Если деталь нагревается в печи с
температурой, равной заданной температуре термообработки, то
период собственно нагрева заканчивается тогда, когда поверхность
детали примет цвет стенок печи. После этого начинается выдержка,
длительность которой может быть определена из расчета:
<,««=0,5-\НММ.	(12)
При одновременном нагреве большого количества деталей в од-
ной садке, когда формулой (12) пользоваться нельзя, время выдерж-
ки обычно принимают равным г/4—х/5 времени собственно нагрева.
Более конкретные, выработанные практикой значения времени на-
грева важнейших видов деталей и инструментов будут даны в со?
ответствующих главах третьей части.
26.	ОКИСЛЕНИЕ И ОБЕЗУГЛЕРОЖИВАНИЕ СТАЛИ
При нагреве стальных деталей происходят процессы взаимо-
действия их поверхностного слоя с окружающей средой: печными
газами при нагреве в пламенных печах, воздухом в электрических
печах, с расплавленными солями соляных ваннах. В результате
этого взаимодействия происходят два процесса: 1) окисление,
2) обезуглероживание.
Окисление стали вызывается кислородом:
2Fe+O2 = 2FeO;
углекислым газом:
Fe+CO2 = FeO+CO
и паром воды:
Fe+H2O=FeO + H2.
В результате окисления на поверхности стали образуется сна-
чала пленка окислов, а затем более толстый слой окалины. Чем
быше температура и чем продолжительнее выдержка при высоких
92
Нагрев стали
температурах, тем интенсивнее протекают реакции окисления и тем
толще получается слой окалины.
Обезуглероживание представляет собой процесс
избирательного (преимущественного) окисления углерода: окис-
ляется углерод, а железо остается неокисленным. Процесс обез-
углероживания протекает по следующим реакциям:
при нагреве ниже критических температур, когда углерод на-
ходится в виде цементита:
2Fe3C+O2 = 6Fe+2CO,
Fe3C4-CO2=3Fe+2CO,
Fe3C+2H2 = 3Fe+CH4;
а при нагреве выше критических температур, когда углерод нахо-
дится в аустените:
2FeT (C)+O2=2FeY +2СО,
FeT (C)+CO2=Fer +2CO,
FeT (C)+2H2=FeY +CH4.
Обычно оба этих процесса — окисление и обезуглероживание —
протекают одновременно. Если скорость обоих процессов одинако-
ва или если скорость окисления больше скорости обезуглерожива-
ния, то лежащий непосредственно под слоем окалины поверхност-
ный слой стали не обезуглерожен и имеет нормальный химический
Фиг. 55. Обезуглероженный поверхностный слой стальной детали.
Х100.
состав. Если же, как это бывает чаще, скорость обезуглероживания
больше скорости окисления, то поверхностный слой оказывается
обезуглероженным и структура его состоит только из зерен феррита
(фиг. 55).
Окисление — нежелательное, а во многих случаях и .вредное
явление. Нежелательность его состоит в том, что часть нагревае-
мого металла теряется в виде окислов (угорает). Вредным оки-
Окисление и обезуглероживание стали
93
сление становится тогда, когда необходимо при термической об-
работке сохранить точные размеры деталей: угар металла неиз-
бежно уменьшает размеры деталей. Если толщина окисленного
слоя меньше припуска на механическую обработку, то этот окислен-
ный слой будет полностью удален. Если же толщина окисленного
слоя больше, припуска на обработку, то деталь нужно считать ис-
порченной окончательно.
Окисление становится очень опасным, когда происходит пере-
жог стали. Пережог выражается в том, что под слоем окалины ле-
жит слой частично окисленной стали: кислород проник между зер-
нами стали и вызвал не только
обезуглероживание, но и окисле-
ние самого железа; по границам
зерен образовались окислы железа
(фиг. 56). Нужно оговориться, что
случаи пережога в современной
практике термической обработки,
когда термические печи снабжены
термопарами, а многие даже авто-
матическими терморегуляторами,
исключены полностью.
(Обезуглероживание также может
оказаться вредным явлением. Если
детали после термической обработки
подвергаются механической, то не-
большой обезуглероженный слой,
не превышающий припуска на об-
работку, никакой опасности не
представляет, потому что будет пол-
Фиг. 56 . Структура пережженной
стали. Темные участки—окислы же-
леза: X 100.
ностью устранен при механической обработке. Если же прокат,
детали или инструменты после термической обработки не подвергают-
ся механической обработке (пружины, холоднотянутые прутки, сталь-
ная лента, инструменты и т. п.) или если толщина обезуглероженного
слоя больше припуска на обработку, то обезуглероживание стано-
вится очень опасным явлением.
Опасность наличия обезуглероженного слоя на поверхности
стальных деталей или инструментов состоит в том, что прочность,
упругость, твердость сопротивление усталости (выносливость),
износостойкость обезуглероженного слоя резко понижены по сра-
внению с более глубинными слоями. Если вспомнить из курса со-
противления материалов, что напряжения изгиба и кручения имеют
наибольшее значение именно на поверхности деталей, то опас-
ность обезуглероживания станет вполне очевидной. Обезуглеро-
живание очень неприятно еще и потому, что его невозможно обна-
ружить при внешнем осмотре деталей или инструментов. Это —
скрытый дефект. Обнаружить обезуглероживание можно только
94
Нагрев стали
при изучении структуры под микроскопом или по измерению твер-
дости.
Обезуглероживание зависит от химического состава стали.
Хром ослабляет склонность стали к обез-
углероживанию, во-первых, потому, что уменьшает ско-
рость диффузии углерода, а во-вторых, потому, что способствует
образованию плотной окалины, механически препятствующей до-
ступу воздуха к поверхности детали. Наоборот, кремний,
вольфрам, ванадий и молибден повышают
склонность стали к обезуглероживанию.
Методика определения глубины обезуглероживания установ-
лена ГОСТ 1763—42. Для определения глубины обезуглерожива-
Зона	Зона
полного частичного
обезуглероживания
Глубина обезуглероживания
Фиг. 57. Что понимается под толщиной'обезуглерожен-
ного слоя (ГОСТ 1763—42).
ния изготовляют поперечный шлиф, плоскость которого должна
быть перпендикулярна исследуемой поверхности. Шлиф рассмат-
ривается, как правило, при увеличении 100. Если деталь была за-
калена, то для определения толщины обезуглероженного слоя ее
предварительно отжигают, принимая, разумеется, меры предохра-
нения от возможного окисления.
Различают две зоны обезуглероживания (фиг. 57); а) зону пол-
ного обезуглероживания, б) зону частичного обезуглероживания.
При отсутствии оговорок под глубиной обезуглероживания обыч-
но понимают суммарную толщину зон полного и частичного обез-
углероживания.
В высоколегированных инструментальных сталях (например,
быстрорежущих) обезуглероженный слой не имеет чисто ферритной
структуры. Обезуглероженный слой таких сталей состоит из сор-
бита и первичных карбидов (как и в необезуглероженных слоях),
но только количество карбидов меньше. Различие в количестве
карбидов трудно установить при исследовании структуры под ми-
кроскопом. В. Д. Садовский предложил следующий оригиналь-
Окисление и обезуглероживание стали
95
ный способ определения глубины обезуглероживания в быстроре-
жущих сталях.
Способ основан на том, что точка М начала мартенситного пре-
вращения зависит от содержания в стали углерода (см. фиг. 26):
чем меньше в стали углерода, тем выше точка М.
Закаливают образец быстрорежущей стали с обезуглероженным
слоем в масле или соли, нагретых до температуры на 5—10° ниже
точки М данной стали. Для поверхностного обезуглероженного
слоя эта температура масла (соли) окажется значительно ниже
Площадки
Плоскости
шлифа
 Плоскость
шлисра
Плоскость
шлифа $ ।
Фиг. 58. Форма образцов для определения обез-
углероживания проката из быстрорежущих ста-
лей по способу В. Д. Садовского:
а — при диаметре до 25 мм; б — при диаметре
25—40 мм; в — при диаметре свыше 40 мм.
5)
точки М. Тогда при охлаждении образца стали в масле (соли) в по-
верхностном обезуглеро-
женном слое образца
произойдет з на чител ь-
ный распад аустенита в
мартенсит, тогда как в
более глубоких сердце-
винных слоях этот рас-
пад только начнется.
Чтобы разницу в струк-
туре поверхностного и
сердцевинных слоев сде-
лать контрастнее, тотчас
после охлажения в мас-
ле (соли) производят
отпуск образца при тем-
пературе 580—600° Тог-
да мартенсит обезуглеро-
женного слоя частично превратится в троостит — и этот слой
на шлифе окажется темным, а в структуре сердцевинных слоев
изменений почти не произойдет — и они будут светлыми. Глубину
обезуглероживания определить станет довольно просто.
ГОСТ 5952—51 на быстрорежущие стали рекомендует следующую,
методику определения обезуглероживания в быстрорежущих ста-
лях по способу В. Д. Садовского:
1)	отрезать от прутка образец таких размеров, как это показано
на фиг. 58;
2)	нагреть образец в хорошо раскисленной хлорбариевой ванне до
температуры 1270—1280°(сталь марки Р18) или до 1230—1240° (Р9)
и выдержать в течение 2 мин. с момента погружения в ванну;
3)	охладить образец в масле или соли, нагретых до темпера-
туры 160—180° и выдержать там в течение 10 мин.;
4)	после извлечения образца из масла (соли) немедленно пере-
нести его в соляную ванну с температурой 580—600° и выдержать
в пей в течение 10 мин.;
5)	изготовить шлиф и протравить его 4-процентным раствором
азотной кислоты.
‘96	Нагрев стали
Если обезуглероживание будет обнаружено в тех участках шли-
фа, которые не соответствуют поверхности прутка или инструмента,
то это значит, что хлорбариевая ванна сама является источником
обезуглероживания. Для того чтобы это можно было выяснить, на
образцах из прутков малого диаметра (фиг. 58, а) снимается часть
поверхностного слоя — делается площадка. При обнаружении
обезуглероживания в участках шлифа, несоответствующих поверх-
ности прутка, делать заключения о глубине обезуглероживания
исследуемой стали, конечно, нельзя.
ГОСТ 5952—51 на быстрорежущие стали устанавливает следую-
щую допускаемую толщину обезуглероженного слоя в прокате:
Размер проката, лз/
5— 15
15—30
30—50
50 — 70
70—80
80— 100
Глубина обезугле-
роженного слоя, мм
0,40
0,50
0,70
0,80
1,00
1,35
27.	СПОСОБЫ ЗАЩИТЫ СТАЛИ ОТ ОКИСЛЕНИЯ
И ОБЕЗУГЛЕРОЖИВАНИЯ
Для защиты стали от окисления и обезуглероживания
применяются различные способы — от самых простых и элементар-
ных до относительно сложных и дорогих.
Все способы защиты стали от окисления и обезуглероживания
можно разделить на две основные группы:
1)	изоляция нагреваемых деталей от атмосферы печи;
2)	частичное ограничение или полное устранение из атмосферы
печй кислорода и других окисляющих газов (углекислого газа,
паров воды).
Изоляция мелких деталей от атмосферы
печи достигается чаще всего тем, что детали загружаются в ящик
с чугунной стружкой или отработанным карбюризатором. Способ этот
вполне хорош при отжиге и несколько хуже при закалке, потому
что часть чугунной стружки или карбюризатора неизбежно попа-
дает вместе с закаливаемыми деталями в закалочный бак и загряз-
няет его.
При нагреве молотовых штампов поступают обычно так. Штамп
устанавливается ручьем вниз на поддон, на котором насыпан тон-
ким слоем размельченный древесный уголь или отработанный кар-
бюризатор. Зазоры между штампом и поддоном промазываются
шамотной глиной, смешанной с 10—20% молотого асбеста.
При отжиге тонких прутков часто поступают так: закладывают
их в трубы, а отверстия труб плотно замазывают глиной.
Ограничение содержания в атмосфере
печи кислорода и других окисляющих газов
Способы защиты стали о^г окисления
97
достигается в пламенных печах тем, что путем регулирования пол-
ноты сгорания добиваются создания в печи нейтральной или вос-
становительной атмосферы. О характере атмосферы в печи можно
судить по виду и цвету пламени. При окислительной атмосфере
пламя получается ярким и прозрачным. При восстановительной
атмосфере пламя мутное и темное. Нейтральной атмосфере соответ-
ствует полупрозрачное пламя, белое с фиолетовыми полосами.
Следует иметь в вид), что восстановительная атмосфера печи,
действительно, устраняет окисление. Что же касается обезугле-
роживания, то оно происходит и при восстановительной атмосфере:
его вызывает водород, всегда содержащийся, в восстановительной
атмосфере (см. выше реакции обезуглероживания).
В муфельных и электрических печах слабо восстановительная
атмосфера достигается тем, что на под печи, ближе к дверцам, бро-
сают древесный (лучше березовый) уголь, который, сгорая, обра-
зует окись углерода СО. Так поступают, например, при нагреве
под закалку пружин.
Но все эти способы оказываются все же недостаточно надеж-
ными, а в тех случаях, когда приходится нагревать большие мас-
сы металла (отжиг прутков, проволоки, ленты), просто неосущест-
вимыми. В таких случаях совершенно незаменимым и дающим ис-
ключительно хорошие результаты является нагрев в п е ч а х с
защитной атмосферой. В такие печи впускается ка-
кой-либо защитный газ, который вытесняет из печи воздух и запол-
няет все рабочее пространство печи. Для того чтобы не было подсо-
са воздуха, защитный газ находится в печи под небольшим избы-
точным давлением. Наиболее удобно создавать защитную атмо-
сферу в муфельных и электрических печах. Создание защитной
атмосферы в пламенных печах практически почти невозможно.
Детали, нагретые в печи с защитной атмосферой, сохраняют
и после нагрева совершенно чистую поверхность (светлый
нагрев) или только слегка тускнеют (чистый н а г р е в).
Основными промышленными защитными атмосферами, приме-
няемыми при термической обработке стали, являются: диссоции-
рованный аммиак, промышленные газы (природный, коксоваль-
ный, светильный и др.), генераторный древесноугольный газ, га-
зы, полученные в результате пиролиза (разложения при нагреве)
или крекинга (разложения при нагреве под большим давлением)
какого-либо газа, например природного, или какой-нибудь жид-
кости, богатой углеводородами (керосин, мазут, масло). Эти атмо-
сферы производят науглероживающее действие и применяются для
газовой цементации. В качестве защитных они применяются при
светлом отжиге высокоуглеродистых сталей.
Нагрев в соляных ваннах сопровождается при прочих равных
условиях значительно меньшим обезуглероживанием. В этом со-
стоит одно из больших- преимуществ нагрева в соляных ваннах;
7	Б. П. Захаров
98
Нагрев стали
Но некоторое обезуглероживание может происходить и при нагре-
ве в соляных ваннах. Особенно сильно обезуглероживающее дейст-
вие хлорбариевых ванн, применяемых для нагрева под закалку
инструментов из быстрорежущих сталей (1250—1300°). В этих
ваннах происходит постепенное накапливание окислов железа,
которые и производят обезуглероживание.
Для защиты от обезуглероживающего действия хлорбариевой
ванны поверхность нагреваемых в ней инструментов рекомендует-
ся покрывать слоем буры. Делается это так. Инструмент нагревает-
ся до температуры 800—850° и обсыпается бурой. Бура плавится
и покрывает инструмент тонким слоем. Еще проще поступать так:
приготовить горячий насыщенный раствор буры и погрузить в него
холодный или (лучше) слегка нагретый инструмент. Вода испарится,
и поверхность инструмента окажется покрытой тонким равномер-
ным налетом буры. При нагреве в ванне бура расплавится и покроет
инструмент тонким слоем.
Еще лучше устранить причину обезуглероживающего действия
ванны. Достигается это путем ее раскисления. Раскисление произ-
водится периодически (1—2 раза в смену). В сильно разогретую
ванну забрасывают небольшое количество (1—1,5% от веса соли
в ванне) мелко истолченного ферросилиция (лучше 75-процент-
ного) и производят перемешивание соли. Затем ванне дают высто-
яться в течение получаса, после чего приступают к нагреву в ней
инструментов. Проверить, не производит ли хлорбариевая ванна
обезуглероживания, можно способом В. Д. Садовского, описан-
ным в предыдущем параграфе. Следует только выбирать образцы,
заведомо не имеющие обезуглероженного слоя.
28.	ТЕХНОЛОГИЧЕСКАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА ПЕЧЕЙ
ДЛЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Применяемые для термической обработки печи весьма разно-
образны по назначению, по конструкции, по способу нагрева и за-
грузки.
Характеристику термических печей можно произвести по сле-
дующим основным технологическим ‘признакам:
1)	по назначению;
2)	по характеру работы;
3)	по источнику нагрева;
4)	по рабочей среде.
По назначению термические печи разделяются на от-
жигательные, закалочные, отпускные, цементационные и т. д. Не-
которые печи являются универсальными, допускающими произво-
дить в них если не все, то, по крайней мере, многие виды тер-
мической обработки. Так, например, широко распространенные
в термических цехах камерные садочные печи пригодны и для от-
Технологическая характеристика печей	99
жига, и высокого отпуска, и цементации в твердом карбюризаторе,
а также для нагрева под нормализацию и закалку.
По характеру работы термические печи разделя-
ются на печи периодического действия и печи непрерывного дей-
ствия (иначе, методические). Печи периодического действия ра-
ботают так: в печь загружается партия деталей, нагревается до
какой-либо заданной температуры, выдерживается некоторое вре-
мя, подвергается какой-либо термической операции (отжигу, на-
греву под нормализацию, закалку), после чего вся партия деталей
извлекается из печи. В печь загружается следующая партия де-
талей, производится ее термообработка и т. д. Одна партия деталей
(одна садка) отличается от другой весом, размерами, маркой стали,
видом термической обработки. Следовательно, садки будут разли-
чаться одна от другой и по температуре нагрева, и по продолжи-
тельности пребывания в печи. Так именно и работают камерные
печи. Эти печи наиболее типичны для индивидуального и мелко-
серийного производства. Камерные печи обычно ставятся в терми-
ческих, инструментальных и ремонтных цехах машиностроитель-
ных заводов с широкой номенклатурой и вместе с тем с относитель-
но небольшим количеством термически обрабатываемых деталей
и инструментов. Нужно, однако, иметь в виду, что разнообразие
термических операций, производимых в камерных печах, ухудшает
их работу: снижается производительность, повышается расход
топлива или электроэнергии. Поэтому, если в цехе есть несколько
камерных печей, необходимо по возможности их специали-
зировать в одних печах производить отжиг, в других на-
грев под нормализацию и закалку, в третьих высокий отпуск и т.д.
С другой стороны, при малой загрузке печей следует ограничиться
работой одной-двух печей, а разнообразные виды термической об-
работки сгруппировывать по времени.
Для термической обработки мелких деталей применяются камер-
ные садочные печи с боковой загрузкой (фиг. 59). Загрузка произ-
водится обычно вручную. Для загрузки и выгрузки более крупных
деталей (штампы, цементационные ящики) применяются простей-
шие средства механизации: кран-балки, монорельсы с тельфером
или «кошкой» и т. д.
Для термической обработки крупных деталей применяются ка-
мерные печи с выдвижным подом (фиг. 60). Перед загрузкой под
печи выкатывается из печи и с помощью мостового крана деталь
Укладывается на под, затем под закатывается обратно в печь. Та-
ким же способом производится и снятие деталей с пода.
Крупные длинные детали лучше нагревать в шахтных печах
в подвешенном (вертикальном) положении, так как при нагреве
таких деталей в горизонтальном положении происходит их искрив-
ление под действием собственного веса (фиг. 61). Шахтные печи
Удобны также для загрузки мелких деталей в корзинах.
7
100
Нагрев стали
Для термической обработки крупных деталей применяются так-
же печи со съемным сводом. К этому типу печей относятся, в част-
ности, колодцевые печи для нагрева слитков.
В тех случаях, когда в цехе недостаточно места для размеще-
ния печи с выдвижным подом, оказываются удобными элеваторные
печи, в которых рабочее пространство находится на высоте не-
скольких метров, а под с нагруженными на него деталями подни-
мается при помощи гидравлического подъемника. Элеваторные
печи применяются, в частности, для отжига трансформаторной
стали и отливок из ковкого чугуна. Элеваторные печи удобны для
создания в них защитной атмосферы: герметизацию рабочего про-
странства этих печей легко обеспечить песочными затворами.
Печи непрерывного действия работают все время на
одном и том же температурном режиме. В них всегда нагреваются
одни и те же детали, изготовленные из одной и той же марки стали
и подвергаемые одной и той же термической обработке: только
отжигу, или только закалке, или только отпуску. Эти печи строго
специализированы. Печи непрерывного действия ха-
рактерны для заводов массового производства. В печах непрерыв-
ного действия загрузка деталей производится с одной — торцовой
стороны печи, а выдача — с другой. Передвижение деталей вдоль
печи, как правило, механизировано. Механизация передвижения
деталей может осуществляться различными способами. Наиболее
распространены следующие печи непрерывного действия:
1)	карусельные печи (фиг. 62), в которых кольцевой под печи
медленно вращается около вертикальной оси; карусельные печи
занимают мало места; в этих печах не требуется тары из окалино-
стойких сталей;	’
2)	толкательные печи (фиг. 63), в которых продвижение дета-
лей производится толкателем с гидравлическим или механическим
приводом; толкатель периодически проталкивает все детали вдоль
печи на определенное, заранее установленное расстояние; крупные
детали укладываются непосредственно на под печи, мелкие — на
поддоны; толкательные печи применяются для отжига и отпуска
и для нагрева под закалку и нормализацию;
3)	конвейерные печи (фиг. 64), в которых непрерывно с очень
малой скоростью движется конвейерная лента; звенья ленты изго-
товлены из окалиностойкой стали; детали укладываются непосред-
ственно на ленту; при достижении другого конца печи они ссыпаются
в ящики или падают в закалочный бак; конвейерные печи чаще всего
применяются для нагрева под закалку или для отпуска;
4)	туннельные печи (фиг. 65), в которых установлено несколько
тележек с загруженными на них деталями, стопами листов и т. п.;
механизм передвижения периодически продвигает тележки на рас-
стояние, равное длине одной тележки; туннельные печи обычно при-
меняются для отжига;
Технологическая- характеристика печей
101
печь.
Фиг. 60. Камерная печь с выдвижным
подом.
; Фиг 61. Шахтная печь.
Фиг. 63. Толкательная печь.
102
Нагрев стали
5)	барабанные печи (фиг. 66), медленно вращающиеся около
горизонтальной оси; внутри печи передвижение деталей осущест-
вляется благодаря наличию ребер, расположенных перпендику-
лярно оси печи и образующих непрерывную винтовую линию (шнек);
барабанные печи применяются для нагрева под закалку и отпуск
мелких деталей, а также для газовой цементации; непрерывное вра-
щение печи обеспечивает равномерное смывание газами всей по-
верхности деталей.
Кроме описанных печей непрерывного действия, существуют
также (но применяются значительно реже) роликовые печи, печи
с шагающими балками, печи с вибрирующим подом и другие.
По источнику нагрева термические печи разделяются на
1) пламенные, обогреваемые сжиганием топлива: твердого
(каменный уголь), жидкого (мазут), газообразного (природный
газ, генераторный газ и др.) и 2) электрические.
Печи, работающие на твердом топливе, почти не
применяются в современных термических цехах. Конструкция их
значительно сложнее, чем мазутных и газовых печей. При сжига-
нии твердого топлива получается много золы, и ее необходимо пе-
риодически удалять. Точное регулирование температуры в этих
печах достигается с большим трудом. Автоматизация этих печей
невозможна.
Более совершенны мазутные печи: их конструкция про-
ще; золы при сжигании мазута не получается вовсё; регулирова-
ние температуры достигается с большой точностью. Но организа-
ция мазутного хозяйства в цехе довольно сложна: должно быть
отдельное помещение для хранения мазута, как правило, вне цеха;
в зимнее время мазут загустевает и мазутопроводы приходится спе-
циально подогревать паром.
Из всех пламенных печей наиболее совершенны и экономичны
газовые печи. Они просты по конструкции, легко регули-
руемы, обслуживание их не представляет большого труда. Газ
подводится к печам по газопроводам от центральной заводской
газогенераторной станции или от других источников его получе-
ния. Применение генераторного газа для отопления термических
печей технически более совершенно, чем непосредственное сжига-
ние твердого топлива, и более целесообразно экономически,
чем сжигание мазута. Газовые печи весьма совершенны и усту-
пают только электрическим.
Нагрев печей электрическим током — наиболее
совершенный способ использования энергии. Электрические тер-
мические печи очень несложны по конструкции; в них нет ни то-
пок, ни камеры сгорания, ни газовых каналов, ни дымоходов. Нет
надобности в боровах и дымовых трубах. Температура в электри-
ческих печах регулируется очень легко. К тому же регулирование
температуры может быть полностью и относительно просто автома-
Технологическая характеристика печей
103
Фиг. 64. Конвейерная печь. •
Фиг. 65. Туннельная печь.
104
Нагрев стали
тизировано. Использование тепла в них более совершенно, так
как нет его потери с отходящими газами. Коэффициент полезного
действия электрических печей периодического действия для нор-
мализации и закалки составляет 65—75%, а пламенных только
15—20%. Для печей непрерывного действия соответственно 70—
80% и 14—25%. Условия работы на электрических печах значи-
тельно более гигиеничны, чем на пламенных печах.
Однако, если на газе могут работать почти все термические
печи — от самых небольших до самых крупных, то электриче-
ский обогрев в настоящее время может применяться только для
сравнительно небольших печей. Но постепенно по мере дальнейшей
электрификации нашей страны электрические термические печи
будут все больше и больше вытеснять все остальные.
Рабочей средой, в которой происходит нагрев деталей,
может быть:
воздух (большинство термических печей);
защитные атмосферы;
специальные атмосферы (при газовой химико-термической
обработке);
расплавленные*соли (соляные ванны);
минеральные масла (масляные отпускные ванны);
лорошкообразные вещества (цементация в твердом карбюриза-
торе, алитирование и др.).
В пламенных печах, в которых не прг?меняются защитные или
специальные атмосферы, передача тепла от горячих газов к нагре-
ваемым деталям осуществляется в результате лучеиспускания
раскаленных газов и непосредственно вследствие омывания ими
деталей.
В электрических печах с металлическими нагревателями пе-
редача тепла происходит только в результате лучеиспускания. Из
этого следует два вывода: во-первых, нагрев в электрических пе-
чах происходит несколько медленнее, чем в пламенных печах; ео-
вторых, при относительно низких температурах, например, при
высокотемпературном отпуске нагрев в электрических печах
происходит медленно и неравномерно. Вспомним, что по закону
Стефа на-Больцмана передача тепла лучеиспусканием пропорцио-
нальна разности четвертых степеней абсолютных температур на-
гревателя и нагреваемого тела. Поэтому в таких печах необходимо
создавать искусственную циркуляцию газов для усиления тепло-
передачи конвекцией. Для этого обычно в своде отпускных элек-
трических печей устанавливают вентилятор.
Для осуществления светлого нагрева в защитных атмосферах
или для проведения газовой химико-термической обработки приме-
няются муфельные печи. Муфельные печи периодического действия
конструктивно выполняются в двух основных вариантах. В шахт-
ных печах (фиг. 67) муфель представляет цилиндрическую реторту
Технологическая характеристика печей
105
из окалиностойкой стали, установленную в печи вертикально.
В эту реторту закладываются детали, крышка реторты гермети-
чески закрывается, в реторту впускается соответствующий газ
(защитный или предназначенный для химико-термической обра-
ботки), а нагрев производится печными газами, циркулирующими
в кольцевом пространстве между внутренней стенкой печи и на-
ружной стенкой муфеля. В электрических муфельных печах на-
греватели размещаются в этом
же кольцевом пространстве.
Таковы шахтные печи для
светлого отжига, светлой нор-
мализации, газовой цемента-
ции, азотирования. Для га-
зовой цементации мелких
Фиг/67. Шахтная электрическая печь для
газовой цементации:
1—бачок для жидкости, богатой углеводорода-
ми; 2—капельник; 3—кран; 4—трубка для вы-
хода газов из печи: 5—двигатель, приводящий
в движение вентилятор; 6—крышка печи;
7—вентилятор; 8— огнеупорная кладка печи;
9 —теплоизоляционный порошок; 10—электри-
ческие нагреватели; //—реторта (муфель);
12—корзина для загрузки в печь мелких
деталей.
Впуск газа	Выход газа
Фиг. 68. Колпаковая печь для свет-
лого отжига:
/—свод; 2—поддон; 3—детали; 4—кол-
пак; 5—песочный затвор; 6—электри-
ческие нагреватели.
деталей применяют муфельные печи с ретортой, вращающейся около
горизонтальной оси.
В муфельных колпаковых печах (фиг. 68) муфельная камера
сделана в виде съемного колпака, которым накрывается под с уло-
женными на нем деталями. Герметичность достигается песочным
затвором.
Слабым местом муфельных печей является недолговечность са-
мого муфеля. Поэтому начинают находить все большее примене-
ние газовые печи с радиационными трубами, в которых и происхо-
дит сжигание газа. В этих печах произведено муфелирование пла-
мени. Необходимости в муфеле нет-.
106
Нагрев стали
Для нагрева мелких деталей применяют соляные ванны (фиг.69).
В этих печах рабочей средой служит какая-либо расплавленная
соль, находящаяся в стальном или чугунном тигле. Обогрев тигля
производится либо пламенем (мазутные или газовые соляные ван-
ны), либо электрическим током. Помимо соляных ванн с внешним
обогревом, существуют соляные ванны с внутренним нагревом —
электродные соляные Ванны (фиг. 70). В этих ваннах расплавлен-
ная соль является одновременно и рабочей средой и нагревателем,
Таблица 10
Наиболее часто применяемые соли и солевые смеси для соляных ванн
Основное назначение соляной ванны	Соли и солевы		Температура в °C	
		%	плав- ления	рабочая
Селитряная ванна для отпуска пружин и де- талей	Натриевая селитра Калиевая селитра	55 45	218	230—550
	Натриевая селитра Калиевая селитра	45 55		
	Натриевая селитра	100	317	325-600
	Калиевая селитра	100	337	350—600
Соляные ванны для нагрева под закалку углеродистых и низко- легированных сталей	Хлористый натрий Кальцинированная сода	35 65	620	650—900
	Хлористый натрий Хлористый барий	22 78	654	675—900
Соляные ванны для нагрева под закалку высоколегир ованных сталей (XI2, Х12М и ДР-)	Хлористый натрий	100	810	850—1100
Соляные ванны для нагрева под закалку быстрорежущих сталей	Хлористый барий	100	960	1100—1350
Щелочные ванны для светлой закалки	Едкий натр	100	322	350—700
	Едкий калий	100	360	400—650
	Едкий натр	37 63	159	180 -350
	Едкий калий			
Технологическая характеристика печей
107
так как служит проводником тока. Электродные соляные ванны
имеют более высокий коэффициент полезного действия, и в них мож-
но достичь более высоких температур. Поэтому для нагрева под
закалку инструментов из быстрорежущих сталей всегда применя-
ются электродные соляные ванны.
Состав солевых смесей для соляных ванн указан в табл. 10.
Фиг. 70. Электродная со-
ляная ванна.
Низкотемпературный отпуск (до температуры 250°) и искусст-
венное старение следует производить только в электрических ма-
сляных ваннах, так как воздушный нагрев не сможет обеспечить
равномерность прогрева.
Для масляных ванн чаще всего применяются следующие масла:
Название масла
Цилиндровое 6 .
Вапор .
Banop С
Вискозин
Температура вспышки
° С, не менее
300
310
310
240
ЛИТЕРАТУРА
1.	к. Н. Соколов, Оборудование термических цехов, Термические печи
и нагрев металла, Машгиз, 1950.
2.	В. Н. Соколов, Расчеты нагрева металла, Машгиз, 1955.
3.	В. Ф. Копытов, Нагрев стали в печах, Металлургиздат, 1955.
4.	Б. Э. Л ю б и н с к и й и М. И. В и н о г р а д, Обезуглероживание ста-
ли при термической обработке, «Сталь» № 1,6, 1955.
5.	А. А. Попов и М. С. Михалев, К вопросу микроструктурного вы-
явления обезуглероженной зоны легированных сталей, «Заводская лаборато-
рия» № 4, 1955.
6.	А. А. Ш м ы к ов и Б. В. Малышев, Контролируемые атмосферы при
термической обработке стали, Машгиз, 1953.
108
Отжиг и нормализация
ГЛАВА VI
ОТЖИГ И НОРМАЛИЗАЦИЯ
29.	НАЗНАЧЕНИЕ ОТЖИГА И НОРМАЛИЗАЦИИ
Отжиг и нормализация стали производятся с различными це-
лями:
1)	общее повышениё всех механических свойств;
2)	улучшение обрабатываемости режущими инструментами;
3)	повышение пластичности, в частности, восстановление пла-
стичности наклепанной стали;
4)	устранение химической неоднородности;
5)	подготовка структуры к закалке;
6)	снятие внутренних напряжений.
Таким образом, задачи, которые ставятся в производственных
условиях перед отжигом и нормализацией, достаточно многообразны.
Различные виды отжига, которые применяются для решения пе-
речисленных задач, основаны на различных физических явлениях.
Отжиг, в основе которого лежат процессы фазовой перекристал-
лизации, называется по-разному: фазовой перекристаллизацией,
отжигом второго рода или просто отжигом. Будем называть его
ради краткости фазовым отжигом. На явлении фазо-
вой перекристаллизации основана и нормализация. Отжиг, исполь-
зующий явление рекристаллизации, называется отжигом первого
рода или рекристаллизационным отжигом. От-
жиг, который производится для выравнивания химической неод-
нородности, называется диффузионным, или гомогенизи-
рующим отжигом, или гомогенизацией. Отжиг,
который основан на явлениях коагуляции и сфероидизации,
называется сфероидизирующим или умягчающим
отжигом. Наконец, отжиг, который ставит основной задачей
снятие внутренних напряжений и основанный на явлении релакса-
ции — пластических деформациях в микрообъемах в результате
внутренних напряжений — не имеет особого названия и назы-
вается отжигом для снятия напряжений
В табл. 11 показано, какой вид отжига или нормализации при-
меняется для того или иного назначения.
На фиг. 71 представлены графики различных видов отжига и
нормализации. Из этих графиков следует, что фазовый отжиг, нор-
мализация и гомогенизирующий отжиг производятся при темпе-
ратурах выше критических (по крайней мере, выше температуры
4J, тогда как рекристаллизационный отжиг, сфероидизирующий
отжиг и отжиг для снятия внутренних напряжений— при темпе-
ратурах ниже точки Аг. Точнее говоря, рекристаллизационный от-
жиг и отжиг для снятия напряжений протекают независимо от
фазовых превращений и потому могут производиться при темпе-
Назначение отжига и нормализации
109
Таблица 11
Назначение различного вида отжига и нормализации углеродистых
и низколегированных сталей
Назначение отжига или нормализации	Заготовки и детали	Вид отжига или нормализации
Общее повыше- ние механиче- ских свойств	Стальные отливки Детали из конструк- ционных сталей	Отжиг (фазовый) Нормализация
Улучшение об- рабатываемости 1	Низкоуглеродистые стали Среднеуглеродистые конструкционные стали Инструментальные стали	Нормализация Отжиг (фазовый) или норма- лизация с высоким отпуском Сфероидизирующий отжиг (на зернистый перлит)
1 Повышение I пластичности	Низкоуглеродистые стали Средне- и высокоугле- родистые стали	Рекристаллизационный отжиг Отжиг на зернистый перлит или нормализация
Устранение хи- мической неодно- родности	Отливки и слитки	Гомогенизирующий отжиг
Подготовка структуры к за- калке	Детали и инструменты	Нормализация
Снятие внут- | ренних напряже- 1 ний	1	Отливки и поковки Сварные конструкции	Отжиг (фазовый) Низкотемпературный отжиг для снятия напряжений
ратурах и выше, и ниже точки Alf но на практике их чаще всего
производят все же при температурах ниже Аг.
Общее, что объединяет все виды отжига, — это прибли-
жение к фазовому и структурному равновесию. Этим любой
вид отжига отличается от закалки, при которой, наоборот, осущест-
вляется более или менее значительное отклонение от фазового и
'Структурного равновесия. С этой точки зрения нормализация при-
ближается к закалке: при нормализации происходит некоторое
отклонение от структурного равновесия. Но с производственной
точки зрения нормализация ближе к отжигу и поэтому нормализа-
цию мы рассматриваем совместно с отжигом.
по
Отжиг и нормализация
То обстоятельство, что некоторые виды отжига производятся
при температурах ниже не дает еще основания отождествлять
их с отпуском, который производится также всегда ниже темпе-
ратуры исходное состояние стали, подвергающейся высоко-
Фиг. 71. Графики различных видов отжига:
1—гомогенизация; 2—отжиг на зернистый перлит;
3—фазовый отжиг; 4—отжиг для снятия напряжений;
5—нормализация; 6— рекристаллизационный отжиг.
температурному отпуску,— как правило, мартенсит, т. е. струк-
тура фазово неравновесная, которая при отпуске изменяется, тог-
да как при низкотемпературном (рекристаллизационном и сферо-
идизирующем) отжиге фазовый состав стали не изменяется.
30.	ОБЩЕЕ ПОВЫШЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ
Повышение механических свойств стали может быть достигнуто
отжигом, нормализацией, закалкой с высоким отпуском. Закалка
с высоким отпуском составляют в совокупности сложную терми-
ческую обработку, называемую улучшением.
Во всех трех указанных случаях термической обработки меха-
нические свойства стали повышаются, но повышаются они в различ-
ной степени, как это видно из данных табл. 12 (С. К. Ильинский,
А. П. Гуляев и А. П. Санина).
Таблица 12
Механические свойства стали марки 40Х после различных видов
термической обработки
Вид термической обработки		аг		4	
Отжиг . . Нормализация	 Улучшение (закалка+высокий отпуск)	: 65,6 75,4 ' 87,6	36,4 45,0 76,5	21,0 20,9 22,5	53,5 56,0 67,5	5,6 7,8 16,8
Общее повышение механических свойств
111
Наилучшие результаты с точки зрения механических свойств
достигаются при улучшении, несколько более низкие при норма-
лизации и еще более низкие при отжиге. Но из этого нельзя де-
лать вывода о том, что всегда для повышения механических
свойств следует производить именно улучшение. Улучшение —
наиболее сложная и дорогая термическая обработка из всех трех.
Поэтому улучшение применяется только для высокоответственных
деталей машин, преимущественно из легированных сталей, Ъогда
требуется по условиям работы получить наиболее высокие меха-
нические свойства: коленчатые валы, шестерни, пружины. Для
большинства же средренагруженных деталей машин из углероди-
стых сталей достаточно ограничиться отжигом или нормализацией.
Из этих же двух видов термической обработки — отжига
и нормализации — предпочтительна последняя. Нормали-
зация имеет перед.отжигом следующие преимущества. Во-первых,
механические свойства при нормализации получаются несколько
выше (см. табл. 12). В частности, пОковки валов из углеродистой
стали подвергают в силу этого чаще всего именно нормализа-
ции, а не отжигу. Во-вторых, нормализация имеет значительные
преимущества перед отжигом в производственном отношении: при
отжиге производится охлаждение деталей вместе с печью, тогда
как при нормализации детали вынимаются из печи и охлаждаются
на воздухе, а печь может быть использована для термической об-
работки следующей партии деталей. При отжиге печь охлаждается
до относительно низких температур, а потом ее приходится вновь
нагревать. В связи с этим продолжительность цикла термической
обработки при отжиге больше, чем при нормализации, точно так
же, как и расхода топлива или электрической энергии при отжиге
требуется больше, чем при нормализации.
С другой стороны, и отжиг имеет некоторые преимущества пе-
ред нормализацией: стали, содержащие свыше 0,3—0,496 углерода,
имеют в отожженном состоянии лучшую обрабатываемость. Кроме
того, при отжиге, помимо некоторого повышения механических
свойств и улучшения обрабатываемости, полнее снимаются внут-
ренние напряжения, чем при нормализации.
Из всего сказанного можно сделать следующее заключение:
если основной целью является повышение механических свойств,
то производится, как правило, нормализация. Чтобы снизить по-
вышенную твердость нормализованной стали, что особенно суще-
ственно для стали с повышенным содержанием углерода, и.снять
внутренние напряжения, после нормализации производится вы-
сокий отпуск (600—680°). Такой режим обработки применяется,
например, для поковок валов и проката.
В тех же случаях, когда основной задачей ставится не столько
повышение механических свойств, сколько придание стали хоро-
шей обрабатываемости и в особенности снятие значительных на-
112
Отжиг и нормализация
пряжений., производится отжиг (например, для стальных отливок).
Отжиг во многих случаях можно заменить нормализацией с высо-
ким отпуском. Исключение составляют детали со сложной конфи-
гурацией.
Повышение механических свойств стали при отжиге и норма-
лизации объясняется прежде всего получением более мелкого зерна
в результате фазовой перекристаллизации. При нагреве доэвтек-
тоидной стали выше температуры А3 ее первоначальная структура,
состоящая из зерен феррита и зерен перлита, полностью за-
меняется структурой, состоящей из зерен аустенита. Эти зер-
на аустенита, как и любые вновь образовавшиеся, первоначально
Фиг. 72. Структура углеродистой стали марки 35 до (слева)
и после (справа) отжига. Х100.
оказываются мелкими, и если сталь не перегреть, то сколько-ни-
будь значительного роста их не происходит (см. фиг. 14). При по-
следующем охлаждении из мелких зерен аустенита образуются
в критическом интервале А3—Аг мелкие же зерна феррита, а при
температурах ниже Аг — мелкие зерна перлита. Фазовый состав
стали как до, так и после отжига и нормализации совершенно оди-
наков, структура же стали до отжига или нормализации может
быть и мелко-и крупнозернистой, после отжига или нормализации
(при отсутствии перегрева) — только мелкозернистой.
Сталь отжигают или нормализуют для получения мелкого зерна
только в том случае, если она была крупнозернистой, и в этом
отношении возможности отжига или нормализации стали огромны
(фиг. 72). Заметим, кстати, что очень мало сплавов обладает такой
возможностью. Помимо стали, многие сплавы обладают способ-
ностью к закалке: большинство алюминиевых сплавов, некоторые
бронзы и другие. Но ни один из этих сплавов не обладает способ-
ностью изменять величину своего зерна в результате отжига или
нормализации.
Нормальная температура отжига доэвтектоидных сталей долж-
Общее повышение механических свойств
ИЗ
на, как ясно из предыдущего, несколько превышать критическую
температуру Л3:
/ожж=Л+(30^50°).	(13)
Небольшое превышение температуры выше точки А3 делается
для того, чтобы выравнять химический состав аустенита.
При нормализации принимают несколько более высокую тем-
пературу (на 30—50°), чем следует из приведенной формулы. Де-
лается это для еще большего повышения однородности аустенита
и стойкости его при переохлаждении. Более переохлажденный ау-
стенит, как мы тоже уже знаем, распадается на более дисперсную
смесь феррита с цементитом. Более же дисперсная смесь обладает
более высокими механическими свойствами. Таким образом, по-
вышение механических свойств при нормализации объясняется
двумя причинами: 1) более мелким зерном и 2) более дисперсным
строением феррито-цементитной смеси.
Значения температур отжига и нормализации углеродистых
конструкционных сталей приведены в табл. 13.
Таблица 13
Температуры отжига и нормализации (в °C) конструкционных
углеродистых сталей
1	Марка стали	Аз	Температура	
		отжига	нормализации
	1	Не отжига-	
08.	890	ется	920—970
Ст. 1, Ст. 2, 10	880	То же	910—960
Ст. 3, 15	865	»	900—950
Ст. 4, 20	850	»	880—930
25	840		870 —920
Ст. 5, 30	825	850—870	850—900
35	810	840—860	840—890
40	800	830—850	830-880
Ст. 6, 45	785	820—840	820-870
50 Ст. 7, 55 60 65	|	770 765	| 800—820	800—850
	760 750	| 790—810	790—840
Недогрев стали, т. е. нагрев ее при отжиге или нормализации
до температур ниже точки Д3, приводит к неполному отжигу или
неполной нормализации. Если сталь до отжига или нормализации
имела крупнозернистую структуру, то при неполном отжиге или
неполной нормализации крупнозернистая структура частично со-
хранится, как например в структуре стали, показанной на фиг. 73,
где наряду с мелкими зернами сохранилась первоначальная круп-
ная ceiKa феррита.
8 Б. П. Захаров
114
Отжиг и нормализация
Перегрев стали при отжиге
ное превышение нормальной
или нормализации, т. е. значитель-
температуры, приводит, как было
выяснено ранее, к сильному рос-
ту зерен аустенита особенно в
сталях с природно крупнозер-
нистым зерном, а крупное зерно
аустенита обусловливает круп-
нозернистую же структуру ото-
жженной или нормализованной
стали (фиг. 74).
Перегретая при отжи-
ге сталь характеризуется
крупным зерном перлита и фер-
рита. Для пе регретой нор-
мализованной стали, по-
мимо крупнозернистости, харак-
терно особое так называемое вид-
манштеттово строение (фиг. 75),
фиг. 73. Структура крупнозернистой котоР°е заключается в следую-
стали, не догретой при отжиге. х100. щсм. Феррит выделяется не толь-
ко по границам зерен аустенита,
но также и внутри зерен в виде иголок. Такая форма феррита, как
показало исследование С. С. Штейнберга и В. Я. Зубова, наблю-
исхииная '	---------v---------
структура Нормальные структуры Структуры перегрева
Фиг. 74. Схема изменения структуры стали при отжиге и нормализации.
Улучшение обрабатываемости
115
Фиг. 75. Видманштеттова структура
перегретой стали. Х300.
дается всегда в тех случаях, когда выделение феррита происходит
из значительно переохлажденного аустенита. Крупное зерно, полу-
чившееся в результате перегрева, и повышенная скорость охлажде-
ния при нормализации увеличивают стойкость аустенита, что в
свою очередь способствует его переохлаждению. Именно поэтому
видманштеттово строение почти
всегда наблюдается в литых ста-
лях.
Перегрев почти не сказывает-
ся на пределе текучести, преде-
ле прочности и твердости. Отно-
сительное удлинение и относи-
тельное сужение несколько (на
10—15%) уменьшаются. Но зато
на ударной вязкости перегрев
сказывается очень сильно; она
стремительно падает по мере
увеличения зерна.
Отжиг и нормализация инст-
рументальных сталей в качестве
окончательной операции для
улучшения их механических
свойств не применяются, так
как эти стали используются толь-
ко в закаленном состоянии.
Точно так же никогда не применяется отжиг к конструкцион-
ным легированным сталям перлитного класса для повышения их
механических свойств. Повышение механических свойств конструк-
ционных легированных сталей перлитного класса достигается улуч-
шением или (в более редких случаях) нормализацией.
31.	УЛУЧШЕНИЕ ОБРАБАТЫВАЕМОСТИ
Хорошая обрабатываемость стали резанием—это одно из усло-
вий высокой производительности станочной обработки. Обра-
батываемость резанием характеризуется следующими тремя основ-
ными факторами:
1)	скоростью резания;
2)	усилием резания;
3)	чистотой обработанной поверхности.
Чем большую скорость резания можно допустить при резании,
чем меньше усилия резания требуются для этого и чем выше полу-
чается чистота обработанной поверхности, тем обрабатываемость
лучше.
Методика определения обрабатываемости резанием установлена
ГОСТ 2625—44. За основную меру обрабатываемости принимают
Максимальную скорость резания испытуемого ' материала, при ко-
8*
и
Отжиг и нормализация
торой стойкость резца из быстрорежущей стали марки Р18 оказы-
вается равной 60 мин. А за критерий стойкости резца принимается
выкрашивание его режущих кромок.
Обрабатываемость зависит от механических свойств обрабаты-
ваемой стали. Стали, имеющие повышенную или тем более высо-
кую твердость, обрабатываются плохо, поскольку для врезания
инструмента в обрабатываемую сталь требуются большие усилия.
Большие усилия на режущих гранях инструмента вызывают быст-
рое их затупление, в результате чего еще больше увеличивается
усилие резания — и режущие грани инструмента выкрашиваются.
Чтобы не допускать резкого снижения стойкости инструмента, при-
ходится снижать скорость резания.
Стали, имеющие низкую твердость, что обычно соответствует
высокой пластичности и вязкости, обрабатываются также плохо,
но по другой причине. При обработке пластичных и вязких сталей
получается вьющаяся стружка, которая в результате трения о
резец вызывает сильный его нагрев и износ. Стойкость инструмента
резко снижается. А сама обработанная поверхность получается
неровной, шероховатой, с задирами, т. е., иначе говоря, чистота
поверхности получается низкой.
Многочисленными исследованиями установлено, что низко-
углеродистые стали (марок 10, 15, 20 и т. д. до 40), в том числе
и низкоуглеродистые легированные стали перлитного класса (марок
15Г, 15Х, 20ХГ, 15ХФ, 12ХН2 и др.), получают наилучшую об-
рабатываемость после нормализации при повышенных температу-
рах (порядка 900°). Нормализация при повышенных температурах
сообщает стали крупнозернистую структуру, в связи с чем несколь-
ко снижается ударная вязкость и немного повышается твердость,
а это облегчает условия стружколомания.
Среднеуглеродистые стали (0,4—0,7%), в том числе и леги-
рованные (марок 45, 50, 50Г, 40Х, 40ХН, 35ХМА и др.), приоб-
ретают наилучшую обрабатываемость в результате отжига, кото-
рый сообщает перлиту дифференцированное пластинчатое строе-
ние, а зерна феррита располагаются между зернами перлита в виде
разорванной сетки.
Процесс отжига среднелегированных сталей, как мы знаем,
очень длителен. Поэтому улучшения обрабатываемости этих ста-
лей (например, марок 40ХГА, 40ХФА, 12Х2НЗМА, ЗОХГС,
38ХМЮА и других) достигают нормализацией с последующим вы-
соким отпуском при температуре 650—680°. При высоком отпуске
в стали происходят процессы коагуляции и сфероидизации, и струк-
тура становится более дифференцированной.
Наконец, высокоуглеродистые инструментальные стали имеют
наилучшую обрабатываемость в том случае, если их структура
состоит из зернистого перлита (фиг. 76). ГОСТ 1435—54 на инстру-
ментальные углеродистые стали нормирует в структуре отожжен-
Улучшение обрабатываемости 117
ных инструментальных сталей именно зернистый перлит. Струк-
туру зернистого перлита должны иметь в состоянии поставки и
все инструментальные легированные стали, в том числе карбид-
ного класса, а также шарикоподшипниковые стали (ШХ15 и др.).
Получение структуры зернистого перлита достигается специ-
альным видом отжига. Сталь, отжигаемая на зернистый перлит,
нагревается до температуры лишь на 20—30° выше точки Ai (угле-
родистые инструментальные стали до температуры 740—760°) и
очень медленно охлаждается вместе с печью со скоростью
не более 50°/час. до температуры «550—600°, после чего охлажде-
ние может быть произведено и на воздухе. Точное соблюдение тем-
Фиг. 76. Зернистый перлит.
Х500.
Фиг. 77, Зависимость механических свойств
стали марки У8;от температуры отжига.
пературы нагрева — основное условие получения зернистого пер-
лита. При значительном превышении температуры отжига полу-
чается в лучшем случае смешанный— зернисто-пластинчатый пер-
лит, в худшем — чисто пластинчатый, как бы медленно ни произ-
водилось последующее охлаждение. От температуры отжига за-
висят и значения механических свойств, как это показано на
фиг. 77. Максимальная пластичность (о, ф) и наименьшее значе-
ние предела прочности инструментальной стали марки У8 полу-
чаются в результате отжига при температуре 750°, т. е. именно
при той самой, отжиг при которой обеспечивает получение струк-
туры зернистого перлита.
Медленное охлаждение при отжиге на зернистый перлит необ-
ходимо для того, чтобы не допустить значительного переохлажде-
ния аустенита и вызвать его распад при самых высоких темпера-
турах ниже точки Аг. К тому же чем выше температура, тем ин-
тенсивнее протекают, как мы знаем, процессы коагуляции и сфе-
роидизации.
Иногда для получения зернистого перлита применяют так на-
зываемый маятниковый отжиг: сталь нагревается до
температуры 750°, после небольшой выдержки охлаждается вместе
118
Отжиг и нормализация
с печью до температуры 680—700°, затем снова нагревается до
температуры 750°, снова охлаждается и т. д. несколько раз. При
нагревах происходит растворение в аустените лишь мелких зерны-
шек цементита, тогда как более крупные зернышки цементита не
успевают раствориться. При последующих охлаждениях молеку-
лы цементита откладываются преимущественно на нерастворенных
зернышках цементита. Происходит процесс коагуляции.
Осуществить маятниковый отжиг труднее, чем обычный отжиг
на зернистый перлит, но зато он протекает быстрее.
32.	ПОВЫШЕНИЕ ПЛАСТИЧНОСТИ СТАЛИ
При деформации стали в холодном состоянии происходит ее
наклеп: сталь становится более жесткой, ее пластичность резко
падает, а твердость и особенно упругость значительно возрастают.
Изменение свойств стали при холодной пластической деформации
объясняется изменениями в ее строении. Вначале, при малых сте-
пенях деформации (вытяжки, обжатия) происходит только иска-
жение кргсталлической решетки. При больших степенях деформа-
ции в отдельных зернах происходят сдвиги одной части зерна по
отношению к другой. Постепенно сдвигообразование захватывает
все большее и большее количество зерен. Зерна начинают «дро-
биться», «размельчаться» и постепенно вытягиваются в направле-
нии деформации (вытяжки).
Восстановление пластичности и уничтожение наклепа может
быть достигнуто обычным фазовым отжигом. Но чаще для восста-
новления пластичности наклепанной стали применяют специаль-
ный рекристаллизационный отжиг. При рекристалли-
зационном отжиге происходит постепенный рост нсвых равноос-
ных зерен из старых вытянутых зерен. Зерна постепенно ста-
новятся равноосными (фиг. 78 и 79).
Как известно из курса металловедения, температуры рекри-
сталлизации чистых металлов могут быть вычислены по фор-
муле А. А. Бочвара:
rpw=0,4TM	(14)
(Трекр и Тпа — абсолютные температуры).
Для чистого железа температура рекристаллизации равна 450°.
Можно принимать эту температуру и за температуру ре-
кристаллизации низкоуглеродистых сталей. При температуре ре-
кристаллизации рост новых равноосных зерен протекает весьма
вяло. Поэтому на практике рекристаллизационный отжиг произво-
дят при температуре 650—680°.
При рекристаллизационном отжиге окалины и обезуглерожи-
вания почти не получается. В этом состоит одно из значительных
преимуществ рекристаллизационного отжига перед обычным.
Нов некоторых случаях при рекристаллизационном отжиге происхо-
Повышение пластичности стали
119
дят явления нежелательные. Если сталь подвергалась при холод-
ьой пластической деформации (например, при прокатке) небольшой
степени обжатия (5—15%), то при ее рекристаллизации происхо-
дит крайне неравномерный рост зерна, причем отдельные зерна
достигают очень больших, а иногда и гигантских размеров (фиг. 80).
Получение зерен крупных размеров влечет не восстановление
пластичности, а новое ее снижение.
Фиг. 78. Структура стали в
наклепанном состоянии.
Х300.
Фиг. 79. Структура наклепанной
стали после рекристаллизацион-
ного отжига, х300.
Чтобы не получилось значительного роста зерен при рекри-
сталлизационном отжиге, следует либо предшествующую пласти-
ческую деформацию производить с обжатиями, большими крити-
ческих (5—15%), либо, если это почему-либо невозможно, произ-
вести не рекристаллизационный отжиг, а обычный отжиг при
температуре выше точки Л3.
Необходимость в повышении пластичности пружинных сталей
возникает иногда при холодной навивке пружин. Дело в том, что
горячекатаная пружинная сталь, не прошедшая на металлурги-
ческом заводе специальной термической обработки, имеет низкие
пластические свойства. Повышение пластичности может быть до-
стигнуто:
1)	высоким отпуском;
2)	нормализацией;
3)	отжигом на зернистый перлит.
Вот как изменяются механические свойства пружинной стали
марки 60С2 диаметром 10 мм при высоком отпуске:
	Первая партия		Вторая	партия
	ав	Ф		Ф
Исходное состояние	102	0	96	0
Отпуск.при 500°	104	0	103	0
То же при 600°	102	19	101	36
«	« 700°	84	46	79	46
120
Отжиг и нормализация
Но повышение пластичности высоким отпуском может быть до-
стигнуто лишь в том случае, если исходная сталь не была пере-
грета, а была лишь «подкалена» в результате быстрого охлаждения
после прокатки. Если же низкая пластичность является следствием
перегрева, то высокий отпуск положительных результатов дать
~	" димо произвести отжиг или норма-
лизацию. На фиг. 81 представлена
зависимость изменения относитель-
ного сужения стали марки 60С2
диаметром 10 мм от температуры
отжига и нормализации. Из этих
данных следует, что при нормали-
Фиг. 80. Влияние степени дефор-
мации на величину зерна железа,
подвергнутого рекристаллизацион-
ному отжигу.
Фиг. 81. Влияние температуры
отжига и нормализации на плас-
тические свойства пружинной
стали марки 60С2.
зации пружинной стали пластические свойства получаются
более высокими. Если же применять отжиг, то температура его
должна быть близкой к температуре	(740—760°), т. е. такой
же, при которой производился отжиг на зернистый перлит
(см. фиг. 77).
Заметим, кстати, что для обеспечения удовлетворительных
услсвий навивки пружин относительное сужение стали должно
быть более 40%. Если относительное сужение пружинной стали
меньше 30%, то, как показала длительная практика, навивка пру-
жин становится почти невозможной, а при относительном суже-
нии в пределах 30—40% навивка сопровождается частыми раз-
рывами.
Сталь, подвергаемая холодной протяжке (волочению), также
отжигается на зернистый перлит для повышения ее пластичности.
Уничтожение химической неоднородности	121
33.	УНИЧТОЖЕНИЕ ХИМИЧЕСКОЙ НЕОДНОРОДНОСТИ
(ДИФФУЗИОННЫЙ ОТЖИГ — ГОМОГЕНИЗАЦИЯ)
Химический состав зерен аустенита в некоторых случаях полу-
чается неоднородным. Это явление называется внутрикристалли-
ческой ликвацией и возникает в результате особенности первич-
ной кристаллизации твердых растворов. Как известно из теории
кристаллизации твердых растворов (см. курс металловедения),
центральные части зерен твердого раствора, образовавшиеся в
первые моменты кристаллизации, содержат меньше углерода, чем
периферийные участки тех же зерен. Точно так же различно содер-
жание легирующих элементов в различных участках зерен аустенита
в легированных сталях.
Фиг. 82. Структура грутка диамет-
ром 100 мм из стали марки 45.
Продольный шлиф. Х100.
Фиг. 83. Структура прутка стали
марки ХГ. Продольный шлиф. Х500.
Неоднородность химического состава зерен аустенита особен-
но сильно проявляется в слитках и в фасонных отливках. При ков-
ке й прокатке слитков эта химическая неоднородность обычно
устраняется: при высоких температурах ковки и прокатки проис-
ходят процессы диффузии углерода и легирующих элементов в зер-
нах аустенита, и их химический состав постепенно выравнивается.
Процессам диффузии способствует пластическая деформация:
аустенитные зерна размельчаются, различные участки зерен пере-
мещаются один относительно другого. Поэтому, как правило,
в поковках и прокате не сохраняется химическая неоднородность.
Но бывают и исключения. Иногда на продольных шлифах, выре-
занных из проката, можно наблюдать сильно развитую полосча-
тость (фиг. 82). Особенно часто она проявляется в том случае,
если сталь загрязнена шлаковыми включениями. На продольных
122
Отжиг и нормализация
шлифах, вырезанных из проката инструментальных легирован-
ных сталей, можно иногда наблюдать даже карбидную полосча-
тость (фиг. 83). Микрофотография, приведенная на фиг. 83, отно-
сится к стали марки ХГ, т. е. стали перлитного класса. Карбидной
неоднородности, подобной той, которая часто наблюдается в ста-
лях карбидного класса (быстрорежущих), в стали марки ХГ не
было бы, если бы аустенит был однороден: выше температуры А3
структура сталей перлитного класса состоит только из зерен
аустенита. Совершенно ясно, что карбидная полосчатость в инстру-
ментальных сталях перлитного класса есть результат химической
неоднородности аустенита.
Неоднородность структуры — явление, безусловно, отрица-
тельное, так как она обусловливает не только неоднородность
механических свойств, но и различную закаливаемость соседних
и в то же время структурно различных участков стальной детали.
В частности, детали, изготовленные из сталей, структура которых
представлена на фиг. 82 и 83, дали при закалке трещины.
Химическая неоднородность может быть устранена термиче-
ской обработкой — так называемым гомогенизирующим
(выравнивающим) отжигом.
Слитки из легированных сталей гомогени-
зируются при температуре 1100—1200° в течение 10—20 час. с по-‘
следующим медленным охлаждением.
Стальные отливки (преимущественно из легирован-
ных сталей) подвергаются такому же гомогенизирующему отжигу.
Естественно, что в результате гомогенизации происходит очень
интенсивный рост аустенитного зерна. Поэтому пссле гомогени-
зации стальные отливки непременно подвергаются обычному фа-
зовому отжигу для придания стали мелкозернистой структуры.
Устранить полосчатость в прокате из сталей перлит-
ного класса обычно удается отжигом при температуре около
1000° в течение нескольких часов: для доэвтсктоидных углеро-
дистых сталей для этого достаточно 1—2 час., а для легирован-
ных заэвтектоидных сталей необходимо 5—6 час. Само собой ра-
зумеется, что для исправления перегрева необходимо произвести
нормальный отжиг или нормализацию (доэвтектоидпые стали)
и нормализацию и высокий отпуск (инструментальные стали).
Устранить карбидную полосчатость в сталях капбидного клас-
са, например быстрорежущих, средствами термической обработки
не представляется возможным.
34.	ПОДГОТОВКА СТРУКТУРЫ К ЗАКАЛКЕ
Закалка—самая сложная термическая обработка. Неточное
соблюдение установленного температурного режима закалки обыч-
но приводит к неудачам, из которых самыми неприятными ягляются
неполучение заданной твердости и образование закалочных трещин.
Подготовка структуры к закалке
123
Основное требование к структуре стали, подлежащей закалке,
эго — ее однородность и мелкозернистость. Если исходная струк-
тура озли крупнозернистая, то при закалке, как правило, полу-
чается неравномерная твердость, более сильное коробление и даже
трещины. В предыдущем параграфе было приведено два примера,
когда причиной закалочных трещин была неудовлетворительная
исходная структура стали. Сталь перед закалкой должна быть мел-
козернистой.
Это утверждение иногда вызывает недоумение. Какое значе-
ние, спрашивается, имеет величина исходного зерна стали, если
Фиг. 84. Неравномерная струк-
тура стали марки 45, имевшей
очень крупное зерно и подверг-
нутой нормализации при темпе-
ратуре 870° в течение 1 часа.
Х100.
Фиг. 85. Цементитная сетка в зака-
ленной заэвтектоидной стали. Х500.
при нагреве выше точки А3 (речь идет о сталях доэвтектоидных)
получающиеся зерна аустенита всегда мелкие, какова бы ни была
структура исходной стали. Действительно, зерна аустенита всегда
получаются мелкими. Но эти мелкие зерна аустенита будут иметь
непременно различный химический состав, если они образовались
из крупных зерен перлита и феррита. Зерна аустенита получатся
химически неоднородными: в одних будет меньше углерода, а в дру-
гих больше. Естественно, что и последующие процессы превраще-
ний при закалке будут протекать неравномерно, и получившийся
мартенсит окажется неоднородным
Неравномерность содержания углерода в аустените хорошо под-
тверждается фиг. 84. На ней изображена структура стали, имев-
124
Отжиг и нормализация
шей очень крупное зерно. После нормализации с небольшой вы-
держкой получилась крайне неравномерная структура: местами
она соответствует содержанию углерода 0,4—0,5%, местами же
содержанию углерода 0,8%. Очевидно, что таково же было рас-
пределение углерода и в аустените.
Вот почему детали, изготовленные из стали с крупнозернистой
исходной структурой, должны до закалки подвергаться нормали-
зации с достаточной выдержкой. Нормализация придаст стали мел-
козернистую структуру; зерна аустенита при нагреве под закалку
получатся химически однородными и никаких неприятностей при
закалке, о которых шла речь, не произойдет.
Предъявляются особые требования и к исходной структуре
инструментальных сталей, подлежащих закалке. Для обеспечения
высокой и равномерной твердости после закалки необходимо, чтобы
сталь имела структуру не зернистого, а пластинчатого перлита.
Это объясняется вот чем: превращение зернистого перлита в аусте-
нит совершается значительно медленнее, чем превращение в аусте-
нит пластинчатого перлита (см. фиг 13). Продолжительная же вы-
держка инструментов при температурах закалки, достаточная для
полного растворения в аустените всех зернышек цементита,
нежелательна, так как, помимо всего прочего, сопряжена с воз-
можностью окисления и обезуглероживания.
Кроме того, сталь со структурой зернистого перлита прока-
ливается на меньшую глубину: остающиеся нерастворенными зер-
нышки цементита ускоряют последующий распад аустенита. В не-
которых случаях, когда требуется только поверхностная закалка,
это очень хорошо, например при закалке метчиков: наружная
часть метчика закалится, а сердцевина останется непрокаленной,
как это и требуется.
Если же необходимо, чтобы инструмент прокалился на большую
глубину или даже насквозь, то зернистый перлит окажется неже-
лательным, и- поэтому требуется предварительно, до закалки, пе-
ревести перлит из зернистого в пластинчатый. Этого достигают
нормализацией. Так обычно и поступают при термической обра-
ботке сверл: до закалки их подвергают нормализации.
Нормализация для получения пластинчатого перлита произ-
водится при температуре 780—800°
Подготовка к последующей закалке производится и в том слу-
чае, если в структуре заэвтектоидной инструментальной стали по-
чему-либо получилась или сохранилась цементитная сетка (фиг. 85).
Иногда цементитная сетка имеется в прокате, чаще она получается
в результате неправильно проведенной ковки. Очень часто цемен-
титная сетка получается при цементации.
Наличие в структуре закаленной инструментальной стали це-
ментитной сетки очень опасно: цементитная сетка вызывает допол-
нительную хрупкость инструментальной стали, и без того доста-
Снятие внутренних напряжений
125
точно хрупкой, так как окружает зерна стали со всех сторон. Полу-
чается, что каждое зерно стали заключено как бы в хрупкую скор-
лупу цементита. Поэтому необходимо эту цементитную сетку в
структуре стали не допускать, а если она почему-либо образова-
лась, ее необходимо уничтожить. Этого можно достичь также нор-
мализацией. При сравнительно быстром охлаждении на воздухе
цементитная сетка не успевает образоваться, и цементит выделя-
ется в виде отдельных зерен.
Температура нормализации для уничтожения цементитной сет-
ки в инструментальных заэвтектоидных сталях должна быть выше
температуры А3 (Лст) и равна:
Температура
Марка стали	нормализации
У9, У9А	800°
У10, У10А	850°
УН, УНА	875°
У12, У12А	900°
У13, У13А	950°
35.	СНЯТИЕ ВНУТРЕННИХ НАПРЯЖЕНИЙ
Внутренние напряжения в стальных отливках или поковках
устраняются при обычном (фазовом) отжиге. Что же касается внут-
ренних напряжений в сварных конструкциях, то для их устране-
ния обычный (фазовый) отжиг оказывается неподходящим. Дело
в том, что при обычном отжиге, т. е. при температурах около 850°,
упругие свойства стали настолько снижаются (см. стр. 88), что
сварная конструкция может деформироваться под действием од-
ного только собственного веса. Поэтому сварные конструкции, как
правило, обычному отжигу и не подвергаются.
Для устранения внутренних напряжений в сварных конструк-
циях применяется особый отжиг при температурах, достаточных
для теге, чтсбы псд действием вьугренньх напряжений могли
совершиться местные пластические деформации, а это, как мы зна-
ем (см. главу V), происходит при температурах 500—600°.
Отжиг сварных конструкций для снятия внутренних напря-
жений производится таким образом:
1)	медленный нагрев со скоростью 100—1507час. до темпера-
туры 600—650°;
2)	выдержка при этой температуре в течение времени, опреде-
ляемого из расчета: 3—4 мин. на каждый миллиметр максималь-
ной толщины листов, из которых состоит сварная конструкция;
3)	охлаждение со скоростью 50—100°/час. до температуры, по
крайней мере, 300° Медленное охлаждение необходимо для того,
чтобы при охлаждении не возникло новых внутренних напряже-
ний, которые неизбежны, если охлаждение будет протекать быстро,
так как быстрое охлаждение всегда протекает неравномерно. Было
126
Отжиг и нормализация
много случаев, когда в отожженных сварных конструкциях обра-
зовывались трещины именно потому, что охлаждение было не-
равномерным.
36.	ИЗОТЕРМИЧЕСКИЙ ОТЖИГ
Знание кинетики превращений переохлажденного аустенита
при температурах ниже А]. дало возможность осуществлять уско-
ренный отжиг при постоянной температуре — так называемый
изотермический отжиг. На фиг. 86 представлена диа-
грамма превращения пе-
Время
Фиг. 86. Диаграмма изотермического превраще-
ния переохлажденного аустенита в стали ШХ15
(Я.Р. Раузин).
реэхлажденного аусте-
нита для хромистой
шарикоподшип никовой
стали марки ШХ15.
Сталь нагревают до тем-
пературы (выше Лг),
относительно быстро ох-
лаждают ее до темпера-
туры i2 и производят
при этой температуре
выдержку в течение не-
которого времени, опре-
деляемого отрезком ab.
При этом в стали про-
изойдет полный распад
аустенита в феррито-кар-
бидную смесь. Совершен-
но ясно из той же диа-
граммы, что чем ниже
температура изотермиче-
ского отжига (конечно,
до перегиба кривых), тем менее продолжителен изотермический
отжиг. В этом очень заманчивое преимущество изотермического
отжига по сравнению с обычным отжигом: вместо нескольких часов
сталь можно, оказывается, отжечь всего за один-два часа (не
считая времени нагрева). Привлекательным в изотермическом
отжиге является также и то, что после него можно производить не
медленное, а быстрое охлаждение — на воздухе.
К сожалению, указанные преимущества изотермического от-
жига в известной мере обесцениваются тем, что чем ниже (до тем-
пературы перегиба кривых) температура изотермического отжига
и чем, следовательно, меньше его длительность, тем более высо-
кую твердость имеет феррито-карбидная смесь. Если же повысить
температуру изотермического отжига до такого значения, при ко-
тором твердость феррито-карбидной смеси будет получаться мини-
мальной, то, как следует из диаграммы фиг. 86, длительность изо-
Назначение закалки
127
термического отжига сильно возрастет — и никакого преимущества
изотермический отжиг по сравнению с обычным иметь не будет.
В тех же случаях, когда требования к твердости отожженной стали
менее жесткие и допустимы более высокие ее значения, темпера-
туру изотермического отжига можно понизить. Длительность изо-
термического отжига при этом значительно сократится и станет
меньше длительности обычного отжига. В таких именно случаях
и применяется изотермический отжиг.
ЛИТЕРАТУРА
1.	Справочник «Марочник конструкционных сталей станкостроения»,
ЭНИМС, Машгиз, 1947. В этом справочнике указаны режимы термической
обработки различных сталей для улучшения их обрабатываемости.
2.	Е. С. Т о в п е н е ц, Исследование изотермического отжига некоторых
легированных сталей, «Металловедение и обработка металлов» № 2, 1956.
ГЛАВА VII
ЗАКАЛКА
37.	НАЗНАЧЕНИЕ ЗАКАЛКИ
Закалке подвергаются все инструменты и некоторые наиболее
ответственные выссконагруженные детали машин, в том числе все
детали машин, изготовленные из легированных сталей.
Основное назначение закалки инструментов состоит в прида-
нии им высокой твердости. Основное назначение за-
калки деталей машин из конструкционных сталей перлитного клас-
са состоит в том, чтобы повысить их прочность (предел проч-
ности) и в особенности упругость (характеризуемую пре-
делом текучести). Особое значение повышения предела
текучести заключается, как известно из курса сопротивления ма-
териалов, в том, что им определяются значения максимальных до-
пускаемых напряжений: чем выше предел текучести, тем выше до-
пускаемые напряжения и тем, следовательно, могут быть допущены
более высокие рабочие напряжения в деталях машин при их работе.
Таким образом, повышение предела текучести,
характеризующего упругие свойства стали, является одной из ос-
новных задач термической обработки, в частности, закалки.
Но, как нам хорошо известно (фиг. 46), достижение высоких зна-
чений предела прочности и предела текучести осуществляется не
в закаленном состоянии, когда структура стали состоит из тетра-
г°нального мартенсита, а после отпуска, когда структура стали
становится двухфазной высокой степени дисперсности. Поэтому,
строго говоря, закалка конструкционных сталей преследует цель
лишь подготовить структуру к тем превращениям, которые совер-
128
Закалка
шаются в ней при отпуске. Отпущенные структуры, полученные
при распаде закаленного мартенсита, как раз и характеризуются
высокими значениями предела прочности и предела текучести.
К этому нужно добавить, что при отпуске происходит повышение
пластичности и вязкости, значение которых в закаленном состоя-
нии равно почти нулю.
Таким образом, придание деталям из конструкционных сталей
высоких механических свойств — прочности, упругости,
пластичности и вязкости — достигается сложной
термической обработкой, состоящей из закалки с после-
дующим высоким отпуском. Такая термическая обработка
называется, как мы уже знаем, улучшением.
При закалке деталей из конструкционных сталей повышается
также и их твердость. В некоторых случаях это не имеет какого-
либо значения. В других случаях повышение твердости при закал-
ке неблагоприятно, так как сильно затрудняет механическую об-
работку деталей даже после отпуска.
В некоторых же случаях получение высокой твердости стано-
вится основной целью закалки деталей машин. Высокая твердость
нужна тем деталям, которые, как например валики, шестерни,
работают на истирание. Дело в том, что чем выше твердость, тем
при прочих равных условиях выше и износостойкость.
Закалка деталей, повышая их поверхностную твердость, повышает
тем самым и их износостойкость. Повышение поверхностной твердости
осуществляется особой поверхностной закалкой или закалкой после
предварительно проведенной химико-термической обработки.
38.	ПОДГОТОВКА ДЕТАЛЕЙ К ЗАКАЛКЕ
Нагреву деталей под закалку в некоторых случаях должна пред-
шествовать известная подготовка.	*
Наличие на поверхности деталей или инструментов посторон-
них веществ — загрязнений, окалины и т. п.— может резко ухуд-
шить эффект закалки, особенно в тех случаях, когда требуется
получить высокую поверхностную твердость. В этих случаях не-
обходимо до нагрева очистить поверхность деталей и инструментов.
От жировых загрязнений очистка производится промывкой горя-
чей водой (лучше с добавкой соды), а от окалины—стальными щет-
ками или пескоструйным аппаратом.
Отверстия в деталях и инструментах, закаливаемых в воде,
могут оказаться источниками трещин. Поэтому отверстия замазы-
ваются влажной асбестовой массой. Если в отверстиях есть нарез-
ка, то в них можно ввертывать пробки.
Необходимо предусмотреть, каким способом будет осущест-
вляться погружение нагретых деталей или инструментов в зака-
лочный бак. Мелкие детали часто нагреваются на противнях, ли-
стах железа и т. д. и просто ссыпаются в закалочный бак, в кото-
Подготовка деталей к закалке
129
рый погружена сетчатая корзина. Для некоторых мелких тонких
деталей или инструментов» имеющих относительно большую длину
по сравнению с поперечным сечением (мелкие сверла, метчики и
1. п.), такой способ, очевидно, недопустим, так как при ссыпании
может получаться коробление и неоднородная твердость. Погру-
жение их в закалочный бак должно производиться в строго верти-
кальном положении. Для этого применяются различные много-
местные закалочные приспособления (фиг. 87).
Фиг. 87. Многоместные приспособления для закалки мелких стержневых инст-
рументов (сверл, метчиков).
Более крупные инструменты, которые подвергаются местной
закалке, захватываются термистом из печи клещами (фиг. 88) за
хвостовую часть и в таком виде погружаются в закалочный бак.
Для деталей или инструментов, которые должны быть закалены
полностью, такой способ не годится: в месте захвата детали кле-
щами окажутся мягкие пятна. В худшем случае в этих местах мо-
гут образоваться даже трещины из-за большой разности в скоро-
стях охлаждения. Для закалки таких деталей применяются особые
клещи с острыми кернами (фиг. 88, г). Если детали или инструмен-
ты имеют отверстия, то их можно обвязать проволокой или приме-
нить специальные крючки и подвески (фиг. 89).
При закалке пружин большой длины при сравнительно малом
диаметре, во избежание искривления при нагреве или охлаждении,
их плотно надевают на оправки, представляющие собой отрезки
тонкостенных труб. Пружины растяжения с плотной навивкой (без
просветов между витками) должны быть стянуты вдоль оси прово-
локой по двум-четырем образующим во избежание того, чтобы их
при нагреве не «развело».
Само собой разумеется, что подготовка деталей к закалке должна
обеспечить защиту их от окисления и обезуглероживания (см.
главу V).
9 Б. П. Захаро
130
Закалка
а и б —для деталей и инструментов цилиндрической
формы; в — Для плоских деталей и инструментовка — для
плоских деталей и инструментов, вся поверхность
которых должна быть закалена.
Фиг. 89. Приспособления для закалки фрез и дру-
гих инструментов, имеющих отверстия.
Температура закалки сталей перлитного класса
131
39.	ТЕМПЕРАТУРА ЗАКАЛКИ СТАЛЕЙ ПЕРЛИТНОГО КЛАССА
При закалке любой стали — и доэвтектоидной, и заэвтектоид-
ной — она должна быть нагрета во всяком случае до температуры
выше точки т. е. до температуры, когда в структуре стали вме-
сто зерен перлита окажутся зерна аустенита.
Структура любой доэвтектоидной стали, нагретой выше темпе-
ратуры Аг, но ниже температуры А3, состоит из зерен аустенита
и зерен феррита. Если сталь, нагретую до такой температуры, за-
калить в воде, то в зернах аустенита произойдет мартенситное пре-
вращение. Что же касается зерен феррита, то никаких превраще-
ний в них при закалке не произойдет. В результате такой непол-
нои закалки доэвтектоидной стали
с температуры в интервале Аг—А3
ее структура будет состоять из
мартенсита и феррита (фиг. 90).
Такая структура окажется неудов-
летворительной во всех отношени-
ях. В самом деле, если целью за-
калки было получение высокой
твердости, то наличие в структуре
зерен мягкого феррита не позво-
лит ее достичь: твердость стали
окажется пониженной. Если цель
закалки состояла в получений вы-
сокой прочности и упругости, то
опять-таки наличие в структуре
зерен феррита, обладающих малой
прочностью и низкой упругостью,
не позволит достичь при отпуске
высоких значений этих характе-
Фиг. 90. Структура доэвтектоидной
стали, подвергнутой неполной за-
калке Мартенсит и феррит. Х500.
ристик.
Таким образом, неполная закалка доэвтектоидных сталей на
практике не применяется.
Доэвтектоидные стали подвергаются только полной
закалке, т. е. закалке с температур выше точки Л3. При этих тем-
пературах структура стали состоит полностью из зерен аустенита.
Поэтому структура стали, закаленной в воде с температуры выше
Д3, состоит из мартенсита.
Оптимальная температура закалки доэвтектоидных сталей опре-
деляется из равенства:
^к = Лз + (30н-50о).	(15)
Закалка доэвтектоидных сталей с температур, значительно пре-
вышающих указанную оптимальную, приводит к перегреву. Пе-
регрев при закалке выражается в том, что мартенсит получается
9*
Фиг. 91. Структура стали, перегретой при закалке. Крупноигольчатый мартен-
сит. х 500.
Закалка
Температура закалки сталей перлитного класса	133
крупноигольчатым (фиг. 91, сравните с фиг. 24). Перегретая при
закалке сталь, характеризующаяся крупноигольчатостью мартен-
сита, имеет особо повышенную хрупкость.
В отличие от доэвтектоидных сталей, стали заэвтектоидные,
как правило, подвергаются только неполной закалке. Оптималь-
ная температура закалки заэвтектоидных сталей определяется
по формуле:
^=л;+:(зо^-5О). (16)
При этой температуре
структура любой заэвтектоид-
ной стали состоит из зерен
аустенита и зернышек вторич-
ных карбидов. При ; закалке
с таких температур структу-
ра ,заэвтектоидной стали со-
Нормальный нагреб Перегреб
Фиг. 93. Влияние температуры закалки
заэвтектоидной углеродистой стали на
количество карбидов и игольчатого мар-
тенсита: при перегреве мартенсит по-
лучается крупноигольчатым, а количе-
ство карбидов значительно уменьшается
Фиг. 92. Структура нормально за-
каленной и отпущенной заэвтектоид-
ной стали. Отпущенный мартенсит
(не имеющий признаков игольчато-
сти) и карбиды. Х500.
стоит из мартенсита и вторичных карбидов (фиг. 92). Так как твер-
дость карбидов (около 800 Яь) больше твердости мартенсита (650 —
750 Нв ) и так как цель закалки инструментальных сталей — по-
лучение максимальной твердости, то неполная закалка заэвтекто-
идных инструментальных сталей придает стали наивысшую твер-
дость.
Нагрев заэвтектоидных сталей при закалке до более высоких
температур приводит к постепенному растворению карбидов. При
нагреве до температуры выше Л3 (Аст) структура стали состоит
из одних только зерен аустенита. Они становятся более коупными,
134
Закалка
а следовательно, мартенсит более крупноигольчатым (фиг. 93).
Твердость закаленной заэвтектоидной стали по мере повышения
температуры закалки несколько падает, во-первых, потому, что
в структуре не остается более твердых карбидов, во-вторых, по-
тому, что по мере увеличения температуры закалки увеличивается
количество остаточного аустенита.
Влияние температуры закалки на структуру и твердость стали
марки У12 показано в табл. 14.
Таблица 14
Влияние температуры закалки стали У12 в воде на твердость
и игольчатость мартенсита
(при каждой температуре закалки испытывалось 100 образцов)
1 1 Температура закалки в °C	Rc	Длина мартенситных игл в мм i	Количество образцов, имеющих закалочные трещины
740	65	Не определима	0
760	65	То же	0
780	65		30
800	64	Меньше 0,005	50
820	63	0,005—0,01	80
840	62	0,01—0,02	100
860	62	0,01—0,02	100
880	61	0,03—0,04	100
900	60	0,04-0,06	100
Углеродистые инструментальные стали, как следует из фиг. 93
и табл. 14, весьма чувствительны к перегреву. Отметим, что одно
из преимуществ легированных инструментальных сталей (в част-
ности, ХГ и. ХВГ) состоит в том, что при некотором их перегреве
при закалке мартенсит сохраняет мелкоигольчатость, и твердость
с повышением температуры закалки почти не уменьшается.
Температуры закалки важнейших углеродистых и легирован-
ных сталей перлитного класса приведены в табл? 15.
Температуры закалки сталей аустенитного и карбидного клас-
сов будут* указаны в одном из следующих параграфов.
Внутренние напряжения при закалке
135
Таблица 15
Температуры закалки основных сталей стандартных
марок перлитного класса
Марка стали	Температура закалки в °C	Марка стали	Температура закалки в °C
Конструкционные	стали	40ХН; 45ХН;	
		50ХН	810—830
у глеродистые		20ХНЗА; ЗОХНЗ	810—830
Ст. 4; 20; 25	870^-890	20Х2Н4	870—890
Ст. 5; 30	850—870	18ХНВА	940—960
35	840—860	25ХНВА	840—860
40	830—850	40ХНМА	840—860
Ст. 6; 45	820—840		
Ст. 7; 50; 55 60; 65; 65Г	800—820 790—810	И нс тру ментальные	стали
		У глеоодистые	
легированные			
20Х; ЗОХ; 35Х	850—870	У7	770—790
40Х	840—860	У8, У9, У10, У11, У12	760—780
45Х	830—850		
50Х	820—840		
20ХФ; 40ХФА	870—890	легированные	
50ХФА	850—870	7X3; 8X3	
20ХМ	870—890		850—880
зохм	860—880	9Х	820—850
35ХМ	840—860	9ХС	845—865
35Х2МА	860—880	ХГС	820—860
40ХС	870—890	•5ХВГ	850—900
20ХГ	850—870	X; Х09	830—850
20ХГС; 25ХГС	870—890	Х05	800—825
ЗОХГС; 35ХГС	870—890	Ф	820—840
18ХГМ	850—870	В1	810—830
40ХГМ	840—860	хг	830—850
35ХЮА; 38ХМЮА	930—950	9ХВГ и ХВГ	825—845
20ХН	830—850	ХВ5	820—860
Примечания. 1	. Температура	закалки высококачественных сталей	
(с буквой А) такая же, как и соответствующих качественных сталей (без буквы А).			
2. Температура закалки рессорно-		пружинных сталей—см. главу XV—77;	
сталей для молотовых штампов—см. главу XVI —83.			
40. ВНУТРЕННИЕ НАПРЯЖЕНИЯ ПРИ ЗАКАЛКЕ
Охлаждение при закалке происходит весьма неравномер-
н о, поверхность охлаждается очень быстро, внутренние слои не-
сколько медленнее. Неравномерному распределению температуры
по сечению охлаждаемой детали соответствует неравномерность
изменения объема: поверхностные слои сжимаются быстрее, чем
внутренние. Сжатию поверхностных слоев препятствуют внутрен-
ние. Из этого следует, что при быстром, а значит и неравномерном
охлаждении в поверхностных слоях возникнут растягиваю-
136
Закалка
>щие напряжения, а во внутренних — сжимающие.
Когда поверхность полностью охладится и ее сжатие прекратится,
внутренние слои будут еще продолжать сжиматься. Растягиваю-
щие напряжения в поверхностных слоях и сжимающие во внут-
ренних слоях будут постепенно ослабевать. При этом может полу-
читься и так, что напряжения в поверхностных слоях достигнут
нуля и станут сжимающими, а напряжения во внутренних слоях
окажутся растягивающими.
После окончательного
охлаждение
Фиг. 94. Изменение объема и распределение внутренних напряжений при
сквозной закалке стальной детали.
Напряжения, которые возникают в быстро охлаждаемой дета-
ли в результате неравномерности охлаждения, являются тепло-
выми напряжениями. Тепловые напряжения возникают в лю-
бой детали, независимо от того, из какого материала изготовлена
деталь: из стали или из меди.
При быстром охлаждении деталей, изготовленных из сплавов,
претерпевающих, подобно сталям, структурные превращения в
твердом состоянии, помимо тепловых напряжений, возникают так-
Внутренние напряжения при закалке
137
же структурные напряжения. Источником струк-
турных напряжений являются два обстоятельства:
1) неодинаковый удельный объем аустенита и различных про-
дуктов его распада;
2) неодновременность протекания структурных превращений
в поверхностных и внутренних слоях детали.
Наибольший удельный объем имеет мартенсит, наименьший —
аустенит:
Удельный объем
см* 1г
Феррито-цементитная смесь	0,127
Мартенсит	.	...	0,127—0,130
Аустенит (при комнатной температуре)	.	0,122—0,125
Аустенит (при температуре мартенситного пре-
вращения)	0,126—0,127
Для мартенсита и аустенита указаны пределы значения удель-
ного объема, потому что удельные объемы этих структурных состав-
ляющих зависят от содержания в них углерода: чем больше угле-
рода, тем больше и удельный объем.
Таким образом, возникающие в быстро охлаждаемых при за-
калке стальных деталях внутренние напряжения складываются
из тепловых и структурных напряжений.
Рассмотрим теперь схему распределения внутренних (тепловых
и структурных) напряжений при сквозной закалке стальной де-
тали. Нафиг. 94 представлен график изменения объемов поверх-
ности (кривая П) и внутренних центральных слоев детали (кри-
вая Ц) в разные моменты охлаждения.
В промежутке времени 0—1 происходит только охлаждение и
поверхности и внутренних слоев. Падает температура — умень-
шается объем. Объем поверхностных слоев уменьшается, естест-
венно, быстрее. Это приводит, как мы уже выяснили, к тому, что
в поверхностных слоях возникают растягивающие напряжения,
во внутренних — сжимающие. Это и показано на эпюре I.
В промежутке времени 1—2 внутренние слои продолжают со-
кращаться в объеме, тогда как в поверхностных слоях происходит
мартенситное превращение и вследствие этого некоторое увеличе-
ние объема (вспомним, что удельный объем мартенсита больше
удельного объема аустенита). В результате сжатия внутренних
слоев и расширения поверхностных внутренние напряжения не-
сколько ослабляются (эпюра II). Структурные напряжения на этом
этапе охлаждения противоположны тепловым.
В промежутке времени 2—3 происходит сжатие и поверхност-
ных, и внутренних слоев, и внутренние напряжения несколько
усиливаются (эпюра III). Необходимо сделать небольшую оговор-
ку: мартенситное превращение происходит, как мы знаем, непре-
рывно при всех температурах ниже точки М. Происходит оно и
138
Закалка
в промежутке 2—3. Значит, в промежутке 2—3 происходит увели-
чение объема, но вместе с тем происходит и тепловое сжатие. Так
как тепловое сжатие значительнее, то в итоге происходит умень-
шение объема.
В промежутке времени 3—4 поверхностные слои продолжают
сжиматься, а во внутренних слоях происходит мартенситное пре-
вращение, и они расширяются. Напряжения значительно возра-
стают (эпюра IV).
В промежутке времени 4—5 происходит сокращение объема и
поверхностных, и внутренних слоев — и напряжения несколько
ослабляются (эпюра V) и даже могут переменить знак (эпюра VI).
Рассмотренная схема распределения напряжений, конечно,
значительно упрощена. В действительности, эпюры распределения
внутренних напряжений в разные моменты охлаждения более
сложны.
Но и из рассмотренной упрощенной схемы можно сделать очень
важные выводы. Основной вывод состоит в том, что внутренние на-
пряжения получаются наибольшими не после окончательного ох-
лаждения, а в процессе самого охлаждения и именно тогда, когда
во внутренних слоях детали происходит мартенситное превраще-
ние. Следует обратить внимание также на то, что эти наибольшие
напряжения получаются растягивающими, т. е. как раз
такими, которые только и могут вызвать трещины (сжимающие
напряжения трещин не вызывают).
Как мы знаем (см. главу V), внутренние напряжения могут
быть «погашены» в результате местных пластических деформаций.
Но пластические деформации могут, очевидно, совершаться только
в металле, обладающем хотя бы некоторой пластичностью. А сталь
с содержанием углерода свыше 0,4% даже на начальных стадиях
мартенситного превращения совершенно не обладает пластично-
стью, как это видно из экспериментальных данных А. Л. Нем-
чинского, Н. М. Фокиной и И. Л. Шимелевич (табл. 16).
Мы рассмотрели случай сквозной закалки. При несквозной
закалке внутренние напряжения получаются несколько меньше,
потому что меньшими получаются объемные изменения во внутрен-
них слоях детали при превращении аустенита в феррито-карбид-
ную смесь: удельный объем феррито-карбидной смеси отличается
от удельного объема аустенита меньше, чем удельный объем мартен-
сита.
Если внутренние напряжения превзойдут предел текучести
стали, то деталь подвергнется пластической деформации — про-
изойдет ее коробление, или «поводка». £сли же внутренние напря-
жения превзойдут предел прочности, то неизбежно образование
трещин.
Избежать полностью внутренних напряжений при закалке не-
возможно. Речь может идти об их ослаблении. Для этого сущест-
Способы охлаждения при закалке
139
Таблица 16
Механические свойства сталей с различным количеством
мартенсита в структуре
Углерод в °/	Количество мартенсита в структуре в %		°т	
0,20—0,24	0	77	33	63
	10	117	56	45
	45	167	118	29
	75	175	129	28
		100		194	150	29
0,45	0	81	1	г 3/	48
	15	75	55	0
	35	74	—	0
I 1	45	66	—	0
	65	43	—	0
I	100	52		0
0,86	0	69	49	17
1	5	60	—	7
1	30	63	—	—
I	40	63	—	—
	55	42	—	—
	75	22	—	—
	85	19	—	—
вуют различные способы охлаждения, выработанные практикой
термической обработки или созданные на основании нашего знания
существа процессов, происходящих при термической обработке.
41.	СПОСОБЫ ОХЛАЖДЕНИЯ ПРИ ЗАКАЛКЕ
Охлаждение детали или инструмента при закалке представ-
ляет наиболее трудную и ответственную часть всей операции.
Трудность и сложность осуществления охлаждения при закалке
состоит в том, что задачи, которые ставятся перед охлаждением,
противоречивы. С одной стороны, при закалке на мартенсит необ-
ходимо осуществить скорость больше критической. Критическая
же скорость для углеродистых сталей очень велика (см. фиг. 35),
и, значит, большой должна быть и действительная скорость охлаж-
дения.
С другой стороны, как мы только что видели, большая скорость
охлаждения является основной причиной возникновения зна-
чительных внутренних напряжений, которые в лучшем случае
приводят к короблению, а в худшем к трещинам.
Особую опасность внутренние напряжения представляют при
охлаждении в мартенситном интервале, когда они достигают наи-
14U
Охлаждение
большего значения, а сталь становится практически совершенно
непластичной. Из этого, очевидно, следует, что охлаждение в мар-
тенситном интервале температур должно производиться с возмож-
но более низкой скоростью, какая только позволит получить за-
данную твердость.
Одним из наиболее простых и широко распространенных спосо-
бов является охлаждение деталей или инструментов из углеро-
дистых сталей последовательно в двух средах: сначала в воде, а по-
том в масле — то, что кратко именуется закалкой «через воду
в м а с л о». Осуществляют этот способ охлаждения так: закали-
ваемую деталь или инструмент погружают на несколько секунд
в воду, а затем быстро переносят в масляный бак для окончатель-
ного охлаждения.
В свете наших знаний о кинетике превращений переохлажден-
ного аустенита легко можно дать объяснение этому старому приему
термистов. В самом деле, что преследует быстрое охлаждение при
закалке? Оно преследует цель подавить перлитное превращение
аустенита. А для этого вовсе нет необходимости быстро охлаждать
сталь во всем интервале температур от температуры закалки до
комнатной температуры. Совершенно достаточно быстро охладить
только в интервале температур —400°, т. е. именно в том интер-
вале, где аустенит имеет наименьшую стойкость и где происходит
его превращение в феррито-карбидную смесь. Если же распад
аустенита в феррито-карбидную смесь будет подавлен быстрым
охлаждением, то при дальнейшем охлаждении, даже относительно
медленном, переохлажденный аустенит может превратиться только
в мартенсит.
Трудность практического осуществления закалки через воду
в масло состоит в невозможности заранее расчетным путем устано-
вить время пребывания детали в воде, т. е. момент переноса из во-
ды в масло. Стоит только на несколько секунд передержать де-
таль в воде, в ней совершится мартенситное превращение. Если,
наоборот, поторопиться и быстро перенести в масло, когда аусте-
нит имеет еще малую стойкость, неизбежно произойдет, хотя бы
частично, перлитное превращение, и деталь не получит заданной
твердости.
При использовании закалки через воду в масло для партии од-
нотипных деталей время выдержки в воде устанавливают по-
средством испытания нескольких проб. Если же закаливают еди-
ничные детали, то время пребывания детали в воде устанавли-
вают по прекращению дрожания щипцов, которыми держат деталь.
Прекращение дрожания свидетельствует о прекращении интенсив-
ного кипения воды около детали. Ориентировочно время нахоЖ'
дения детали в воде определяется из расчета 1 сек. на каждые 5-*
мм диаметра или толщины сечения детали.
При закалке массивных деталей иногда применяют п ре р Ы'
Способы охлаждения при закалке	141
вистую закалку — так называемую закалку с купанием.
Она производится так: деталь погружают (обычно при помощи
подъемного механизма) на несколько минут в воду, затем извле-
кают на воздух, снова погружают в воду, снова извлекают на воз-
дух и так делают несколько раз. При извлечении детали на воздух
происходит некоторый разогрев ее поверхности теплом, притекаю-
щим из внутренней части. Температура по сечению выравнивается.
Внутренние напряжения при этом, действительно, получаются
значительно меньшими, но зато твердость поверхности получается
не наибольшей возможной. Этот способ может применяться поэтому
только к деталям машин или к таким инструментам, от которых
и не требуется очень высокой твердости на поверхности (молотовые
штампы).
Значительного уменьшения внутренних напряжений можно
добиться применением ступенчатой и изотермической закалки.
Эти способы закалки состоят в том, что закаливаемая деталь ох-
лаждается не в холодной жидкости (воде или масле), а в рас-
плавленной соли, нагретой до температуры, немного превышаю-
щей температуру мартенситного превращения.
Ступенчатая закалка основана на том, что при температурах
немного выше точки М аустенит обладает высокий устойчивостью
(фиг. 95).
Ступенчатая закалка состоит из трех этапов: охлаждения в рас-
плавленной соли (линия td), выдержки в расплавленной соли (ли-
ния ab) и последующего охлаждения на воздухе (линия be). Ох-
лаждение в соли (линия id) должно происходить с такой скоростью,
чтобы в стали не совершилось феррито-карбидного превращения:
это значит, что прямая охлаждения ta должна происходить левее
левой кривой начала превращения аустенита. Так как в углеро-
дистых сталях левая кривая почти вплотную подходит к оси орди-
нат (см. фиг. 17), то очевидно, что осуществить ступенчатую закал-
ку деталей или инструментов из углеродистых сталей без хотя бы
частичного феррито-карбидного распада аустенита практически
невозможно. Иное дело, легированные стали: для них кривая на-
чала превращения аустенита сдвинута вправо.
При выдержке в расплавленной стали (линия ab) никаких
превращений в стали не происходит. Мартенситное превращение
начнется только после того, как деталь будет извлечена из соли,
и ее температура понизится до точки М.
Смысл ступенчатой закалки состоит в том, чтобы к моменту на-
чала мартенситного превращения деталь по всему сечению имела
одинаковую температуру. Возникшие в детали при охлаждении
ее в соли внутренние напряжения будут в значительной степени
ликвидированы местными пластическими деформациями благо-
даря очень высокой пластичности аустенита. Таким образом, к мо-
менту мартенситного превращения стальная деталь будет почти
142
Закалка
свободна от внутренних напряжений. В процессе самого мартен-
ситного превращения внутренние напряжения возникать,7 конечно,
будут, но величина их невелика, поскольку мартенситное превра-
щение и в поверхностных, и во внутренних слоях детали будет про-
текать почти одновременно.
Ступенчатая закалка применяется к инструментам, изготов-
ленным из легированных сталей и имеющим сложную форму и рез-
кие переходы по сечению: сложные штампы, сложные фрезы из бы-
строрежущих сталей, которые при закалке в масле иногда дают
закалочные трещины.
Изотермическая за-
калка производится так же,
как и ступенчатая, с той лишь
разницей, что выдержка в рас-
плавленной соли продолжается
до полного завершения Аг"-
превращения. На фиг. 95 гра-
фик изотермической закалки
изображается ломаной прямой
tabde.
Структура стали, закаленной
Фиг. 95. График ступенчатой и изотер- изотермически, СОСТОИТ ИЗ ИГОЛЬ-
мической закалки.	чатого троостита. Твердость изо-
термически закаленной стали
меньше твердости стали, подвергнутой ступенчатой закалке. Сущест-
венное преимущество изотермической закалки состоит также и в
том, что после нее в ряде случаев не требуется производить отпуска.
Изотермической закалке подвергаются детали маший.
Очень большой практический интерес представляет новый спо-
соб— светлая закалка. При светлой закалке нагрев осуществ-
ляется в соляных ваннах, а охлаждение — в расплавленных щело-
чах (NaOH, КОН и их смеси). Поверхность деталей, подвергнутых
светлой закалке, получается настолько чистой, что после закалки
не требуется производить какой-либо очистки (например, песко-
струйной), и в то же время не получается уменьшения размеров
детали в результате ее окисления. Осуществить светлую закалку
нагревом в соляных ваннах и охлаждением в расплавленных ще-
лочах значительно проще, чем нагревом в печах с защитной ат-
мосферой. Поэтому светлая закалка в щелочах получила широкое
распространение на машиностроительных заводах при массовом
производстве мелких деталей (например, болтов).
В зависимости от температуры расплавленной щелочи разли-
чают светлую изотермическую закалку (температура щелочной
ванны выше температуры мартенситного превращения) и светлую
горячую закалку (температура щелочной ванны ниже температуры
мартенситного превращения).
Способы охлаждения при закалке
143
Составы ванн для ступенчатой, изотермической и светлой за-
калки указаны в табл. 10.
Рассмотренными выше способами закалки удается добиться
общего уменьшения внутренних напряжений. Не меньшее
значение имеет равномерность распределения
внутренних напряжений по всему объему детали.
В некоторых случаях неравномерность внутренних напряжений
предопределяется неправильной конструкцией детали или ин-
струмента: сочетанием толстых и тонких частей, резкими пере-
ходами, острыми выступами, отверстиями малого диаметра в мас-
Фиг. 96. Правильное погружение деталей и инструментов
в закалочный бак при закалке.
сивных частях и т. п. Всего этого следует тщательно избегать.
Чем проще конфигурация детали или инструмента, тем (при про-
чих равных условиях) более равномерно распределятся внутрен-
ние напряжения. Но придать детали или инструменту простую кон-
фигурацию не всегда представляется возможным. Поэтому необ-
ходимо при закалке принимать меры к тому, чтобы создать по
возможности равномерное охлаждение.
При погружении нагретых деталей или инструментов в закалоч-
ную жидкость следует придерживаться следующих основных правил:
1)	детали, состоящие из толстой и тонкой .частей, погружать
в закалочную жидкость сначала толстой частью;
2)	длинные тонкие детали (типа сверл, метчиков, разверток),
а также пружины погружать в строго вертикальном положении
(фиг. 96), иначе они покоробятся;
3)	тонкие плоские детали (диски, дисковые фрезы) погружать
плашмя, а непременно на ребро;
144
Закалка
Деталь
I
Приспособление
Фиг. 97. Закалочное приспо-
собление и способ закалки
тонкостенной конической де-
тали, предохраняющие от за-
калочных трещин на кромках
(А. Н. Розанов).
специальные закалочные
4)	детали в виде тонких колец погружать осью перпендикуляр-
но поверхности жидкссти;
5)	детали, имеющие вогнутую поверхность, нельзя погружать
вогнутой поверхностью вниз: в этом месте образуется паровой
мешок, который не даст закалиться этому участку поверхности.
Тонкие отверстия в массивных частях детали должны быть за-
биты влажным асбестом, чтобы в них не проникала закалочная жид-
кость. В некоторых случаях для некоторого уменьшения скорости
охлаждения кромок детали, где обычно и начинают развиваться
трещины, следует применять специальные приспособления вроде
того, которое для тонкостенных кони-
ческих деталей изображено на фиг. 97
При закалке плоских тонких деталей
(дисковых пил, дисковых фрез) коробле-
ние почти неизбежно даже при тщатель-
ном выполнении всех правил нагрева
и охлаждения. Поэтому рекомендуется
такие детали и инструменты закаливать
в специальных приспособлениях: нагре-
тая деталь вкладывается в такое при-
способление, быстро в нем зажимается и
вместе с ним погружается в закалочный
бак. Твердость при таком способе закал-
ки получается, правда, несколько мень-
шей, но зато коробление практически
отсутствует. При массовом изготовлении
деталей или инструментов, склонных к
короблению при закалке, применяются
прессы, в которых охлаждение закалива-
емых деталей происходит в зажатом состоянии, исключающем их
деформацию (коробление). Такие закалочные прессы применяются
для закалки конических шестерен, автомобильных коленчатых,
кулачковых и карданных валов, задних полуосей, сельскохозяйст-
венных кос, ленточных пил и рессор.
Очень часто в практике термической обработки применяется
местная закалка, так как некоторые детали должны
быть закалены не полностью по всей поверхности, а только частич-
но. Например, зубила, сверла, резцы, центры токарных станков
и многие другие детали и инструменты всегда подвергаются мест-
ной закалке их рабочей части. Местную закалку можно осущест-
вить двумя способами: либо нагреть деталь или инструмент пол-
ностью, а погрузить в воду только закаливаемую часть, либо
нагреть (например, в соляной ванне) только закаливаемую часть, а
охладить деталь полностью.
Частным случаем местной закалки является струйчатая
закалка. Она производится так. Нагретую деталь или ин-
Объемные изменения при закалке
145
струмент ставят в специальное приспособление и на закаливаемую
часть направляют одну или несколько струй воды. Струйчатая за-
калка оказывается совершенно незаменимой при обработке отвер-
стий в штампах с отверстиями (фиг. 98), волочильных глазков,
внутренних поверхностей втулок и т. п.
Фиг. 98. Струйчатая закалка штампов
(Я. Р. Раузин).
Фиг. 99. Изменение удельного
объема углеродистых сталей при
закалке на мартенсит.
42.	ОБЪЕМНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ ПРИ ЗАКАЛКЕ
При закалке на мартенсит всегда происходит увеличение
объема детали или инструмента, которое объясняется тем, что
удельный объем мартенсшга больше удельного объема феррито-кар-
бидной смеси. Увеличение объема тем значительнее, чем больше
в стали содержание углерода. На фиг. 99 показано, по данным
М. Г. Окнова, изменение удельного объема углеродистых сталей
при их закалке на мартенсит.
Эти объемные изменения в общем невелики. Для стали марки
У10 изменение объема в результате закалки на мартенсит состав-
ляет всего лишь 1%. Это значит, что линейные размеры увеличи-
ваются на величину около 0,3%, как это следует из следующего
расчета (считая, что деталь имеет форму куба с ребром а):
а33ак=1,01ао3т,	(17)
откуда
а,ак=аотУ 1,01 = 1,003 а0„,	(18)
где азак— величина ребра куба после закалки;
аот— величина ребра куба до закалки.
Таковы значения объема и размеров при сквозной закалке.
При несквозной закалке объемные изменения и изменения раз-
меров соответственно меньше. При поверхностной закалке измене-
ния объема и размеров практически равны нулю.
10 Б. П. Захаров
146
Закалка
Температура закалки оказывает двойное и прямо противопо-
ложное влияние на объемные изменения. С одной стороны, чем выше
температура закалки, тем больше сохранится в структуре зака-
ленной стали остаточного аустенита и тем меньше будут объемные
изменения, так как удельный объем аустенита меньше удельных
объемов и мартенсита, и феррито-цементитной смеси.
Из сказанного следует такой вывод: для углеродистых сталей,
в структуре которых при закалке сохраняется мало остаточного
аустенита, некоторого уменьшения объемных изменений можно
достичь только применением возможно более низких температур
закалки. Для легированных же сталей, в структуре которых при
закалке сохраняется значительное количество остаточного аусте-
нита, для уменьшения объемных изменений следует несколько по-
вышать температуру закалки.
Те в общем весьма незначительные объемные изменения и из-
менения размеров, которые происходят при закалке, для боль-
шинства деталей и инструментов сколько-нибудь существенного
значения не имеют. Но есть инструменты, для которых даже не-
значительные изменения размеров при закалке совершенно недо-
пустимы. Это — длинные метчики, сложные матрицы и пуансоны
вырубных, гибочных штампов, штемпели и другие сложные ин-
струменты, размеры которых после закалки невозможно исправлять
шлифованием.
Такие инструменты должны изготовляться исключительно из
легированных сталей: режущие инструменты из сталей марок ХГ
и ХВГ, а матрицы и пуансоны — из сталей типа X12 и ей подоб-
ных. Инструменты, изготовленные из этих сталей, будучи подверг-
нуты особой так называемой безде формационной за-
калке, почти не изменяют своих первоначальных размеров.
Рассмотрим сущность бездеформационной закалки.
Как мы знаем, наличие в структуре закаленной стали мартен-
сита увеличивает объем инструмента, а наличие остаточного аусте-
нита, наоборот, уменьшает объем. Очевидно, что при каком-то
определенном соотношении мартенсита и остаточного аустенита
в структуре не получится ни увеличения, ни уменьшения объема
и размеров инструмента, т. е., иными словами, размеры инструмен-
та после закалки и отпуска окажутся в точности равными исход-
ным размерам инструмента до закалки.
А. П. Гуляев рекомендует такой режим бездеформационной
закалки инструментов из стали.ХГ: закалка с температуры 890°
в селитре, нагретой до температуры 200°, выдержка в селитре
в течение 30 мин. и последующее очень медленное охлаждение (в
остывающей отпускной масляной ванне или в песке, золе и т. п.).
Смысл повышения температуры закалки ясен из предыдущего.
Ступенчатая закалка устраняет внутренние напряжения, которые
могут вызвать изменение размеров вследствие коробления. Мед-
Объемные изменения при закалке
147
ленное же охлаждение от температуры 200° совмещает последнюю
стадию закалки (образование мартенсита) с отпуском. При этих
температурах, как мы знаем, происходит первое превращение при
отпуске: тетрагональный мартенсит превращается в отпущенный.
Можно вместо медленного охлаждения от температуры 200° произ-
вести более быстрое (на воздухе), а затем произвести отпуск при
температуре 180—200°
Другой способ бездеформационной закалки состоит в том, что
сталь до окончательной закалки подвергается предварительной
термической обработке. Предварительная термическая обработка
состоит из закалки и высокого отпуска. В результате предвари-
тельной термической обработки в стали создается высокодиспер-
сная структура (сорбит), и потому при нагреве под окончательную
закалку аустенит получается более однородным и более легирован-
ным. Это повышает его устойчивость и, следовательно, в структуре
после окончательной закалки сохраняется больше остаточного
аустенита. В конечном счете изменение размеров детали окажется
меньшим.
Сохранение неизменными размеров инструментов, изготовлен-
ных из стали марки ХВГ, может быть достигнуто следующей тер-
мической обработкой:
1)	предварительная закалка с температуры 860° в масле;
2)	отпуск при температуре 650° в течение 1V.2—2 час.;
3)	окончательная закалка с температуры 830—840° в масле;
4)	отпуск при температуре 180° в течение 1V2—2 час.
Для инструментов из высокохромистых сталей марок Х12М
(стандартная) и Х12Ф (нестандартная) сохранение размеров неиз-
менными достигается так называемой тепловой доводкой,
которую предложили Я. Р. Раузин и Э. Либерман. Сущность этого
способа состоит в том, что в структуре закаленной стали сохраня-
ется повышенное количество остаточного аустенита, так что раз-
меры инструмента непосредственно по'сле закалки получаются
меньше первоначальных. Последующими кратковременными от-
пусками добиваются постепенного превращения остаточного ау-
стенита в мартенсит и одновременного постепенного же увеличе-
ния размеров.
Тепловая доводка состоит из следующих операций:
1)	нагрев до температуры 1050—1060°;
2)	перенос инструмента в другую печь, нагретую до темпера-
туры 450°;
3)	выравнивание температуры и выдержка в течение 40—50 мин.;
4)	охлаждение на воздухе;
5)	многократный отпуск при температуре 520° продолжитель-
ностью 40—50 мин. каждый. После каждого отпуска производится
измерение размеров. Как только размеры станут равными исход-
ным, отпуски прекращают
кг
143
Закалка
43.	ДЕФЕКТЫ ЗАКАЛКИ
Дефекты, получающиеся при закалке, весьма многообразны
и вызываются многочисленными причинами. Основными дефек-
тами закалки являются: 1) окисление и обезуглероживание;
2) трещины; 3) коробление; 4) изменение размеров; 5) несоот-
ветствие механических свойств техническим условиям; 6) мягкие
пятна.
Фиг. 100. Структура стали
марки У8, недостаточно вы-
держанной при температуре
закалки. Мартенсит и зер-
нистый перлит. Х500.
Об окислении и обезуглероживании подробно говорилось рань-
ше (см. главу V). Причины возникновения трещин, коробление и
изменения размеров были рассмотрены
в п.п. 40—42 настоящей главы. К тому,
что там было сказано о причинах короб-
ления, необходимо еще добавить следую-
щее. Часто причиной короблений оказы-
ваются не условия охлаждения, а усло-
вия нагрева. Если под печи неровный,
Фиг. 101. Правильное (А) и неправильное (Б)
перемещение закаливаемых деталей в закалоч-
ной жидкости (Я. Р. Раузин).
то длинные инструменты (например, ножи для гильотинных нож-
ниц), положенные на под, при нагреве прогибаются под действием^
собственного веса и, конечно, остаются такими же и после закалки.
Произвести их .рихтовку после закалки часто оказывается невоз-
можным. Поэтому такие детали и инструменты следует нагревать
на совершенно ровном поду, а еще лучше вести их нагрев в под-
вешенном состоянии в шахтных печах. Пружины нельзя нагревать
в стоячем положении, неизбежно произойдет сжатие или растяже-
ние пружины, и ее шаг изменит свое значение. Пружины должны
нагреваться в лежачем положении также на ровном поду.
Большинство закаливаемых деталей и инструментов подверга-
ется контролю по твердости, а некоторые детали машин — по меха-
ническим свойствам. Контроль твердости и механических свойств
производится обычно лишь после отпуска, но причина неудо-
влетворительных значений твердости и механических свойств часто
бывает заложена в закалке. Брак по низкой твердости чаще всего
наблюдается при закалке инструментов и вызывается следующими
основными причинами:
Особенности закалки высоколегированных сталей
149
1)	недостаточно быстрым охлаждением, например вследствие
повышенной температуры закалочной жидкости или ее загрязне-
ния, а также преждевременным переносом из воды в масло (при
закалке через воду в масло);
2)	малой выдержкой при температуре закалки, недостаточной
для того, чтобы произошло полное превращение зернистого пер-
лита в аустенит; в этом случае структура закаленной стали со-
стоит из мартенсита и зернистого перлита (фиг. 100);
3)	низкой температурой закалки, что может быть следствием
не только низкой или неравномерной температуры печи, где на-
гревался инструмент, но и значительным понижением температуры
инструмента во время переноса его из печи в закалочный бак,
хотя бы потому, что велико расстояние между ними (такие случаи
бывают еще в практике работы небольших термических мастер-
ских с недостаточно рациональной планировкой оборудования);
4)	обезуглероживанием поверхности инструмента.
Иногда получается брак из-за неравномерной твердости: на
поверхности инструмента оказываются участки с пониженной
твердостью. Такие участки называются «мягкими пятнами». При-
чинами этого вида брака могут быть либо участки с обезугле-
роженной поверхностью, либо недостаточно энергичное движение
инструмента в закалочной жидкости. При недостаточно энергич-
ном или неправильном (фиг. 101) движении инструмента в жид-
кости на отдельных его участках может удержаться паровая ру-
башка— и скорость охлаждения резко понизится. Предупредить
мелкие мягкие пятна можно добавкой к воде небольшого количе-
ства (2—3%) кальцинированной соды. При испарении воды на
поверхности закаливаемого инструмента оседают кристаллики
соды, которые мгновенно от нее отлетают, разрывая паровую ру-
башку. Мягкие пятна полностью устраняются при струйчатой
закалке.
О причинах несоответствия полученных механических свойств
заданным будет сказано в главе об отпуске (см. главу VIII).
В заключение краткого обзора дефектов закалки следует об-
ратить особое внимание на необходимость при анализе причин бра-
ка тщательно проверять исходный материал. Можно привести
очень много примеров, когда брак при закалке объясняется исклю-
чительно тем, что деталь или инструмент изготовлены в действи-
тельности не из той марки стали, из которой они должны быть из-
готовлены, или тем, что в исходном материале были дефекты.
44.	ОСОБЕННОСТИ ЗАКАЛКИ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ
АУСТЕНИТНОГО И КАРБИДНОГО КЛАССОВ
Структура многих сталей аустенитного класса в отожженном
состоянии состоит из зерен аустенита и карбидов (фиг. 102). Нали-
чие в структуре карбидов ухудшает многие свойства аустенитных
150
Закалка
сутствие в структуре
Фиг. 102. Высокомарганцовая сталь
марки Г13 (сталь Гадфильда) в ли-
том состоянии. хЗОО.
сталей. Прежде всего, наличие в структуре карбидов снижает пла-
стичность и ударную вязкость сталей — и уже поэтому их при-
сутствие в структуре нежелательно. Но не это главное. Основ-
ное, почему присутствие карбидов нежелательно, состоит в
том, что в них содержится часть легирующих элементов и, сле-
довательно, аустенит оказывается обедненным ими. А менее леги-
рованный аустенит оказывается и менее окалиностойким, и ме-
нее кислотостойким, и менее износостойким. Если говорить о
кислотостойкости или вообще о коррозионной стойкости, то при-
нежелательно еще и вот почему.
Как известно из элементарной тео-
рии коррозии, наилучшей корро-
зионной стойкостью (при прочих
равных условиях) обладают сплавы
с однородной структурой. Наличие
в структуре двух или нескольких
фаз создает многочисленные микро-
элементы, которые во много раз
ускоряют процесс коррозии. С этой
точки зрения аустенитная сталь с
чисто аустенитной структурой об-
ладает более высокой коррозион-
ной стойкостью, чем та же сталь
со структурой, состоящей из зерен
аустенита и зернышек карбидов.
Таким образом, присутствие
карбидов в структуре стали аусте-
нитного класса — явление почти
весьма вредное. Каким же способом
возможно удалить из структуры стали карбиды? Единственным —
растворить их в аустените. А сделать это в отношении карбидов
большинства элементов вполне возможно, поскольку с повышением
температуры растворимость углерода и легирующих элементов в
аустените возрастает. Исходя из этого, общая схема термической
обработки сталей аустенитного класса получается такой:
1) нагрев до такой температуры, при которой все или, по край-
ней мере, большая часть карбидов растворится в аустените;
2) закалка в воде во избежание обратного выделения карбидов
из аустенита при медленном охлаждении. Структура закаленных
сталей аустенитного класса даже при высоком содержании в них
углерода (как, например, в высокомарганцовой стали Гадфильда)
состоит только из зерен аустенита (фиг. 103).
Детали из жаропрочных аустенитных сталей работают при
температурах 500—650°. Это обстоятельство накладывает некото-
рые особенности на процессы их термической обработки. Термиче-
ская обработка жаропрочных аустенитных сталей состоит из за-
всегда нежелательное, а часто
Особенности закалки высоколегированных сталей	151
калки при высоких температурах (1000—1100°) и последующей
так называемой стабилизации, или старения. В результате закал-
ки достигается получение однородной аустенитной структуры. Дли-
тельная стабилизация в течение нескольких часов производится
при температурах 600—850°, превышающих рабочие температуры.
При стабилизации происходит выделенйе из аустенита дисперсных
частиц карбидов, а в сталях, легированных титаном и другими по-
добными элементами, также частиц йнтерметаллических соедине-
ний (т. е. состоящих из двух или нескольких ме аллов, например
Ni3Ti). При стабилизации происходит процесс коагуляции карби-
дов и интерметаллических соединений до достижения ими неко-
торой величины, после чего дальнейший рост частиц прекращается.
Фиг. 103. Высокомарганцовая
сталь марки Г13 (сталь Гад-
фильда) после закалки. X 300.
Фиг. 104. Карбидная неодно-
родность в структуре быстро-
режущей стали X 500.
Во всяком случае он не будет происходить при рабочих темпера-
турах. Это и определяет стабильность структуры и свойств жаро-
прочных аустенитных сталей в их работе при высоких температу-
рах.
Стали карбидного класса в своем большинстве от-
носятся к инструментальным сталям. В литом состоянии (см. фиг. 7)
ледебуритные карбиды располагаются между зернами основной
массы в виде ледебуритной эвтектики. Ковка или иная горячая
обработка давлением раздробляет ледебуритную эвтектику, и кар-
биды принимают шарообразную форму (см. фиг. 8). Иногда в ре-
зультате односторонней ковки ледебуритные карбиды распола-
гаются полосами (фиг. 104). Это явление называется карбидной
неоднородностью, или карбидной ликвацией. Карбидная неодно-
родность — явление чрезвычайно вредное. Инструменты из сталей
карбидного класса с резко выраженной карбидной неоднород-
ностью легко выкрашиваются в работе. Карбидная неоднородность
не может быть устранена никакой термической обработкой, по-
152
Закалка
скольку ледебуритные карбиды не могут быть растворены в аус-
тените.
Структура сталей карбидного класса в кованом и отожжен-
ном состоянии состоит из сорбита или зернистого перлита, вторич-
ных и ледебуритных карбидов (см. фиг. 8). Стали ледебуритного
класса, подобно сталям перлитного класса, способны к фазовым
превращениям и, следовательно, их можно подвергать закалке
на мартенсит. Наличие в их*структуре большого количества кар-
бидов вносит некоторые особенности в обычную схему закалки. Эти
особенности мы сейчас и рассмотрим.
Фиг. 105. Влияние температуры на-
грева под закалку быстрорежущей
стали на количество нерастворив-
шихся в аустените карбидов
(А. И. Гордин)
пример, углеродистых сталей?
Наиболее типичными сталями
карбидного класса являются быст-
рорежущие. Поэтому особенности
термической обработки сталей кар-
бидного класса мы и рассмотрим
на примере быстрорежущих сталей,
тем более, что они имеют и боль-
шой практический интерес.
Замечате л ьной особенност ью
быстрорежущих сталей является
их красностойкость, т. е. сохране-
ние высокой твердости и высоких
режущих свойств до температур
около 600° Сохранение быстроре-
жущими сталями высокой твердости
до высоких температур свидетель
ствует о высокой тепловой стой-
кости мартенсита. Спросим себя:
почему же мартенсит быстрорежу-
щих сталей оказывается более теп-
лоустойчивым, чем мартенсит, на-
Чем первый отличается от второго?
Ответить на этот вопрос совсем нетрудно: мартенсит быстрорежу-
щих сталей легирован (и значительно легирован) такими элемен-
тами, как вольфрам, хром и ванадий, которые «укрепляют» его
кристаллическую решетку и препятствуют выходу из нее атомов
углерода, т. е., иными словами, затрудняют распад мартенсита.
Повышение легированности мартенсита достигается тем же спо-
собом, каким мы повышали легированность аустенита в сталях
аустенитного класса: высоким нагревом под закалку. Нагрев под
закалку быстрорежущих сталей производится до температур, близ-
ких к температурам начала плавления стали:
Марка стали
Р18
Р9
Температура закалки
1250— 1280’
1220—1240°
Назначение отпуска
153
Чем выше температура закалки, тем большее количество кар-
бидов растворяется в аустените (фиг. 105) и тем более легирован-
ным он получается. Полностью все карбиды растворить при нагреве
невозможно, потому что количество их больше предела раствори-
мости (сталь ледебуритного класса!). При последующей закалке
аустенит частично превращается в мартенсит и структура зака-
ленной быстрорежущей стали состоит из мартенсита, остаточного
аустенита и нерастворившихся карбидов. Последующим отпуском
удается превратить большую часть остаточного аустенита в мар-
тенсит.
Помимо быстрорежущих сталей, к сталям карбидного класса
относятся высокохромистые штамповые стали, для которых уста-
новлены следующие оптимальные температуры закалки:
Марка стали	Температура закалки
Х12	975— 1000°
Х12М	1020— 1030°
Х12Ф	1020 — 1030°
ЛИТЕРАТУРА
Т. Д. М. Н а х и м о в, Внутренние напряжения при закалке стали,— статья
в сборнике [15].
2.	А. Н. Розанов, Методы борьбы с трещинами при закалке стали,—
статья в сборнике 5 Московского механического института «Структура и проч-
ность металлов и сплавов», Машгиз, 1953.
3.	К. Н. Соколов, Оборудование термических цехов — Вспомогатель-
ное оборудование и процессы охлаждения, Машгиз, 1952. В главе II описы-
ваются закалочные прессы и машины.
4.	Я- Р. Раузин [14]; в главе VII рассматриваются изменения размеров
при закалке, а в главе XI — тепловая доводка.
5.	Ю. А. Геллер, Основные пути уменьшения деформации инструмен-
тов при закалке, статья в сборнике [15].
6.	Новые методы термической обработки в расплавленных солях и щело-
чах, сб. под редакцией А. И. Зотьева, Горьковское книжное издатель-
ство, 1955.
ГЛАВА VIII
ОТПУСК и ОБРАБОТКА ХОЛОДОМ
45.	НАЗНАЧЕНИЕ ОТПУСКА
Закаленные детали машин и инструменты подвергаются отпус-
ку. Исключение составляют детали, изготовленные из сталей аусте-
нитного класса, которые после закалки, как правило, отпуску не
подвергаются. В некоторых случаях отпуск производится и после
нормализации.
Необходимость в отпуске закаленной стали определяется сле-
дующими соображениями.
154
Отпуск и обработка холодом
Структура закаленной стали состоит в основном из тетрагональ-
ного мартенсита и некоторого количества остаточного аустенита.
В структуре закаленной высокоуглеродистой стали имеются также
карбиды, не растворившиеся в аустените при нагреве под закалку.
Свойства закаленной стали определяются в основном свойствами
тетрагонального мартенсита, а он обладает очень высокой
твердостью. Поэтому структура закаленной стали с осно-
вой из тетрагонального мартенсита оказалась бы вполне подходя-
щей для инструментов, если бы высокая твердость тетрагонального
мартенсита не сочеталась с очень низкими пластичес-
кими свойствами и с очень низкой ударной
вязкостью.
Этим и определяется необходимость в отпуске закаленных ин-
струментов. При отпуске происходит, как мы знаем, постепенное
превращение тетрагонального мартенсита в гетерогенную смесь
обедняющегося углеродом и снижающего степень тетрагональ-
ности своей решетки альфа-раствора и высокодисперсных карби-
дов.
В результате этого первого превращения происходит, с одной
стороны, некоторое снижение твердости, а с другой, постепенное
повышение пластичности и ударной вязкости.
Для различных инструментов в зависимости от их назначения
приходится удовлетворяться различной степенью повышения пла-
стичности и ударной вязкости стали при отпуске. Для режущих
инструментов, снижение твердости которых при отпуске на каждую
лишнюю единицу значительно ухудшает их режущие свойства,
выбирается минимальная температура отпуска, достаточная для
того, чтобы устранить хрупкость. Практика установила, что для
режущих инструментов из углеродистых сталей достаточна темпе-
ратура отпуска 160—200° Инструменты ударного действия (сле-
сарно-монтажные, штамповые), для которых допустимо несколько
большее снижение твердости, но совершенно недостаточны полу-
чающиеся при температурах 160—200° значения ударной вязкости,
подвергаются отпуску при более высоких температурах: 200—300°
Структура большинства деталей машин из конструкционных
сталей должна состоять из сорбита, обладающего наилучшим
сочетанием- механических свойств: высо-
кой прочности, упругости, пластичности
и вязкости.
Отпуск при температурах до 400°, соответствующих темпера-
турам первого, второго и третьего превращений, называется низ-
котемпературным отпуском, а отпуск при тем-
пературах выше 400°, при которых происходит четвертое превра-
щение (рекристаллизация феррита, коагуляция цементита и фор-
мирование структуры троостита и сорбита), — высокотем-
пературным.
155
Низкотемпературный отпуск
46.	НИЗКОТЕМПЕРАТУРНЫЙ ОТПУСК
Низкотемпературный отпуск применяется, как сказано, для
различных инструментов. Температуры отпуска основных групп
инструментов из сталей перлитного класса указаны в табл. 17.
Таблица 17
Температуры отпуска
основных видов инструментов из углеродистых сталей
Название инструмента	1 Марка стали	Температура отпуска в °C	| Твердость
Режущие инструменты: 1 фрезы, сверла, мётчики	У10, УН, У12	150—220	60—64 Rr
| Матрицы и пуансоны । для холодной высадки	У10	220—260	55—59 Rc 56—60 /?_
I Матрицы и пуансоны для холодной листовой штамповки	У10, УН	250—270	
Ударные инструменты , (зубила и др.)	i	У7	280—300	с 53—56 Rc
I Молотовые штампы	।	У7 1		350—450	302—444 Я о £5
Низкотемпературный отпуск инструментов должен произво-
диться в масляных ваннах (до температуры 250°) или селитряных
ваннах. Можно производить отпуск и в печах с воздушной атмос-
ферой, но непременно при условии искусственной циркуляции (пе-
ремешивания) печной атмосферы. Дело в том, что при относи-
тельно низких температурах (до 500—600°) теплопередача от спо-
койного воздуха к металлу происходит весьма медленно и, что еще
хуже, крайне неравномерно. Очень часто инструмент, выдержан-
ный в отпускной печи без принудительной циркуляции положен-
ное время, оказывается тем не менее недоотпущенным и быстро вы-
ходит из строя. Это часто недоучитывают в практике термической
обработки. К сожалению, степень низкотемпературного отпуска
нельзя установить по микроструктуре: нормально отпущенный
инструмент и недоотпущенный инструмент имеют совершенно оди-
наковую микроструктуру. Правда, степень травимости мартенсита
тем больше, чем выше температура отпуска, но это очень неопре-
деленный показатель, так как травимость очень сильно зависит
еще от длительности травления.
Очень существенно производить отпуск по возможности тот-
час после закалки, а не через значительный промежуток
времени. В практике термической обработки бывают случаи, когда
инструменты, особенно сложной конфигурации, благополучно про-
водят операцию закалки и не дают трещин при охлаждении, а по-
том внезапно растрескиваются при спокойном лежании на стел-
156
Отпуск и обработка холодом
лаже. Это результат больших внутренних закалочных напряже-
ний. Поэтому такие инструменты лучше сразу же после закалки
помещать в отпускную печь.
Иногда для небольших инструментов простой формы применя-
ется отпуск за счет внутреннего тепла, имеющегося в инструмен-
те, если охлаждение при закалке произведено не до конца. Такая
операция называется самоотпуском и осуществляется сле-
дующим образом. Инструмент выдерживают в закалочном баке
не до полного охлаждения, затем извлекают из бака и быстро зачи-
щают на нем напильником или наждачной бумагой небольшую пло-
щадку. Так как инструмент охлажден не полностью, то тепло,
сохранившееся внутри него, будет постепенно нагревать его зака-
ленную поверхность и на зачищенном участке появятся цвета
побежалости. Когда появится требуемый цвет, инструмент еще раз,
и на этот раз окончательно, замачивают в закалочном баке, чтобы
предотвратить дальнейшее повышение температуры.
Самоотпуск обычно применяется к тем инструментам, которые
подвергаются местной закалке, например зубила. Зубила погру-
жаются в закалочный бак только своей рабочей частью, и теплом
непогруженной части производится самоотпуск. Закалка с само-
отпуском применяется только в небольших инструментальных и
ремонтных цехах при обработке небольших партий инструментов.
Появление цветов побежалости объясняется образованием на
нагретой поверхности тончайшей прозрачной пленки окислов.
В пленке происходит интерференция света, в результате чего, в
зависимости от толщины пленки, и возникает тот или иной цвет.
Возможность судить о температуре по цвету побежалости основы-
вается на том, что каждой температуре соответствует определен-
ная толщина пленки, а от толщины зависит тот или иной цвет.
Цвет побежалости
Светло-желтый
Темно-желтый
Коричневато-желтый
Красно-коричневый
Пурпурно-красный
Температура
2 20°
240°
255°
265°
275°
Цвет побежалости
Фиолетовый
Васильково-синий
Светло-синий
Серый
Температур а
285°
295°
315°
330°
При температурах выше 330° цвета побежалости исчезают:
пленка окислов становится непрозрачной. При определении тем-
пературы по цветам побежалости нужно иметь в виду, что они
точно соответствуют указанным температурам только в мо-
мент их появления или при небольшой выдержке (до 2—3 мин.);
если данная температура будет выдерживаться дольше, то цвет
побежалости заменится другим, соответствующим более высокой
температуре. Указанное соответствие между цветами побежалости
температурами действительно только для углеродистых и низколеги-
рованных сталей. Для высоколегированных сталей и цветных
сплавов соотношение будет иное. Хорошо проверенных и досто-
верных данных для них нет.
Высокотемпературный отпуск
157
В некоторых случаях производится, помимо основного, допол-
нительный местный отпуск. Это бывает необходимо
в тех случаях, когда твердость одной, части инструмента должна
быть меньше твердости другой его части, например в молотовых
штампах твердость хвостовика должна
быть меньше твердости полости фигуры;
хвостовая часть сверл, метчиков, развер-
ток также должна отпускаться на мень-
шую твердость. В некоторых случаях
это достигается тем, что производится
местная закалка только рабочей части;
тогда, естественно, хвостовая часть не
закалится, и ее твердость и после за-
калки, и после отпуска будет меньше.
Но часто произвести местную закалку
трудно или даже невозможно (штампы).
В этом случае применяют дополнитель-
ный местный отпуск. Крупные инстру-
хвостовиков штампов.
менты, например штампы, для этого помещают в печь не полно-
стью (фиг. 106). Для дополнительного отпуска мелких инструментов
производят их частичное погружение в соляную ванну. Требуемую
твердость хвостовика достигают индивидуальным подбором темпе-
ратуры ванны, продолжительности и степени погружения в нее
хвостовой части инструмента.
47.	ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЙ ОТПУСК
Высокотемпературному отпуску подвергаются деталиУмашин.
Высокотемпературный отпуск производится для придания "деталям
определенного комплекса прочностных, пласти-
ческих и ударных свойств. Критерием для уста-
новления режима высокотемпературного отпуска служит либо
заданная твердость, как наиболее просто определяемая величина,
либо заданные значения механических свойств.
Важнейшим параметром высокотемпературного отпуска, как,
впрочем, и любого процесса термической обработки, является тем-
пература. Для большинства инструментов, подвергаемых
низкотемпературному отпуску, температура отпуска установлена
Достаточно определенно и нет надобности подбирать ее каждый
Раз: тип инструмента определяет требуемую твердость и тем самым
температуру отпуска. Для деталей же машин такой определен-
ности не существует: слишком разнообразна их номенклатура
и требуемые значения твердости. Поэтому темпера-
туру высокотемпературного отпуска прихо-
дится подбирать в каждом отдельном случае и указывать в
Ихнологических картах.
158
Отпуск и обработка холодом
Для установления температуры и продолжительности отпуска
можно пользоваться составленной А. П. Гуляевым номограммой
(фиг. 107). Номограмма состоит из двух диаграмм: левая диаграм-
ма дает зависимость твердости стали с 0,35% углерода от продол-
жительности отпуска при данной температуре; правая — зависи-
мость твердости от содержания углерода.
Пользоваться номограммой нужно так. Предположим, что нуж-
но установить температуру и продолжительность отпуска стали
У8 для получения твердости 45 Rc. На правой диаграмме находят
точку /, соответствующую этим данным. Затем из точки 1 прово-
дят кривую, параллельную кривым правой диаграммы, до точки 2
I 5 10 30 1 2 5 10 ги 0,2	0,6	1,0
Минуты Часы	% С
Время
Фиг. 107. Номограмма для \становления температуры и продол-
жительности отпуска.
на линии, соответствующей содержанию углерода 0,35%, т. е.
такому, для которого построена левая диаграмма. Из точки
проводят влево прямую, параллельную оси абсцисс. Эта прямая
пересекает несколько температурных прямых левой диаграммы
в точках 3 (температура отпуска 400°), 4 (температура отпуска
450°), 5 (температура отпуска 500°). Проектируя точки 3, 4 и 5
на ось абсцисс, находим соответствующие этим температурам
продолжительности отпускаЗначит, чтобы получить в стали У8
твердость 45, нужно произвести отпуск:
при температуре 400°С продолжительностью 10 час.
или »	»	450°	»	* 20 мин.
или »	500°	»	3 мин.
Отпуск в течение очень короткого времени неудобен тем/ что
его трудно точно выдерживать: номограмма дает продолжитель-
ность отпуска при данной температуре и не дает продолжитель-
ности нагрева до данной температуры. При относительно низки*
Высокотемпературный отпуск
159
температурах (когда детали не светятся) практически почти не-
возможно установить, когда закончился нагрев и началась выдерж-
ка. Длительный отпуск также нежелателен по производственным
соображениям. Поэтому для данного примера наилучшим можно
считать отпуск при температуре 450° продолжительностью 20 мин.
Эта номограмма может применяться к углеродистым сталям и
к тем легированным, которые легированы одним элементом и со-
держат не более 1 % хрома, кремния, [вольфрама или не более 0,5%
молибдена.
При установлении температур высокотемпературного отпуска
по твердости можно также пользоваться диаграммами такого типа,
какой представлен на фиг. 108 для стали марки 65Г
Фиг. 108. Зависимость твердости стали
марки 65Г от температуры отпуска.
/ //
Отпуск Отпуск
Температура отпуска
Фиг. 109. Корректировка темпера-
туры повторного отпуска по резуль-
татам механических испытаний.
Сложнее установление температур высокотемпературного от-
пуска по заданным значениям механических свойств. Для этого
в распоряжении технолога должна быть диаграмма такого типа,
какой приведен на фиг. 46. Пользуясь такой диаграммой, техно-
лог подбирает требуемую температуру отпуска, при которой зна-
чения механических свойств, определяемые из диаграммы, выше
заданных значений.
После того как закалка и 'отпуск произведены, из специаль-
ного припуска («пробы») детали вырезают образцы для механиче-
ских испытаний и производят испытания. Обычно результаты испы-
тания отвечают техническим условиям. Иногда получается так,
что фактические значения некоторых свойств получаются ниже
заданных: 1) либо фактические значения предела прочности и пре-
дела текучести выше заданных, а значения относительного удли-
160
Отпуск, и обработка холодом
нения, относительного сжатия и ударной вязкости ниже заданных
(фиг. 109, /); 2) либо, наоборот: фактические значения предела
прочности и предела текучести меньше заданных, а относи-
тельного удлинения, относительного сжатия и ударной вязкости
больше заданных.
Первый случай свидетельствует о том, что температура отпуска
была выбрана низкой; второй — о том, что температура отпуска
была высока. Для приведения фактических значений в соответст-
вие с заданными—в первом случае производят повторный отпуск
(фиг. 109, II) при несколько более высокой температуре; во вто-
ром случае деталь должна быть подвергнута полной повторной
термообработке: закалке и отпуску при несколько более низкой
температуре.
В закаленных деталях значительны внутренние напряжения.
Потому детали для отпуска загружаются в холодные печи или,
по крайней мере, в лечи, охлажденные до температуры 200—300°,
выдерживаются при этой температуре в течение нескольких часов
для выравнивания температуры и затем медленно нагреваются со
скоростью 50—100°/час. (в зависимости от сечения) до заданной
температуры отпуска. Медленный нагрев с печью отпускаемых
деталей — важнейший случай, когда медленный нагрев, действи-
тельно, необходим (см. главу, V).
Охлаждение после отпуска производится: 1) медленное — с
печью, если деталь изготовлена из сталей, не подверженных от-
пускной хрупкости, или 2) быстрое — в воде или в масле, если де-
таль изготовлена из сталей, подверженных отпускной хрупкости
(перечень тех и других сталей см. в главе IV).
48.	ОСОБЕННОСТИ ОТПУСКА ЛЕГИРОВАННЫХ
СТАЛЕЙ КАРБИДНОГО КЛАССА
Отпуск инструментов из сталей карбидного класса имеет не-
которые особенности по сравнению с отпуском инструментов, из-
готовленных из сталей перлитного класса.
Особенности эти объясняются следующим обстоятельством.
Чем выше температура закалки, тем более легированным получает-
ся аустенит и тем больше сохраняется в структуре закаленной ста-
ли остаточного аустенита. Этот остаточный аустенит также, конеч-
но, высоко легирован и поэтому обладает высокой теплостойкостью.
На фиг. ПО приведена зависимость твердости хромистой стали
марки Х12 от температурой закалки и температуры отпуска. Для
получения высокой твердости инструмента, закаленного с высо-
кой температурой, требуется, как следует из фиг. ПО, и более вы-
сокий отпуск. Может возникнуть естественный вопрос: а зачем про-
изводить закалку с высоких температур, если и при закалке
с более низких температур получается высокая твердость (см.,
например, кривые на фиг. ПО). Это объясняется тем, что не
Особенности отпуска легированных сталей
161
водной твердости дело. Быстрорежущие стали, за-
каленные с низкой температуры, будут иметь очень высокую твер-
дость, но они окажутся лишенными самого ценного своего свой-
ства: красностойкости. Штампы из высокохромистых
сталей типа X12, закаленные с низкой температуры, будут иметь
высокую твердость, но они окажутся менее прочными и менее вяз?
кими, чем те же штампы, закаленные с высоких температур. К тому
же при низкой температуре закалки в структуре этих сталей со-
хранится мало аустенита — и не удастся осуществить тепловую до-
водку их размеров (см. главу VII). А это как раз одно из наи-
более ценных свойств этих сталей.
Прэтому отпуск инструментов из высоколегированных сталей
карбидного класса, закаленных с высоких температур, произво-
дится при температурах:
Марка стали
Р18
Р9
Х12
XI2М
Х12Ф
Температура,
закалки
1250— 1280)
1220— 1240]
975— 1000]
1020— 1030
1020— 1030]
от пуска
550 — 560
500— 550
марки Х12 от температуры
температуры отпуска (Я. Р.
Раузин).
Фиг. 110. Зависимость твердости хроми-
стой стали
закалки и
Может возникнуть и такой вопрос: а не происходит ли при столь
высоких температурах отпуска превращения мартенсита в тро-
остит? Нет, не происходит,
потому что мартенсит также
высоко легирован и его тепло-
вая стойкость сильно повы-
шена.
Вторая особенность отпус-
ка высоколегированных ста-
лей карбидного класса состоит
в том, что превращение аусте-
нита в мартенсит происходит
не во время выдержки при
температуре отпуска, а п р и
охлаждении после
выдержки. Вот интерес-
ные данные Я. Р. Раузина:
после однократного отпуска
в течение 2 час. при темпера-
туре 520° в стали марки Х12М
распалось 28% остаточного
той же температуре продолжительностью по 1 часу каждого рас-
палось 45% остаточного аустенита; после четырех отпусков при
той же температуре продолжительностью каждого 30 мин. в мар-
тенсит превратилось 55% остаточного аустенита.
♦
11 Б. П. Захаров
аустенита;
после
162
Отпуск и обработка холодом
То, что аустенит распадается не при выдержке, а при охлаж-
дении, объясняется, по-видимому, тем, что при охлаждении созда-
ются внутренние напряжения, которые только и в состоянии по-
давить упорную стойкость аустенита. Поэтому все инструменты
из высоколегированных сталей карбидного класса подвергаются
непременно многократному отпуску.
49.	СТАРЕНИЕ ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИ
Низкотемпературный отпуск только частично снимает зака-
лочные напряжения (фиг. 111). Большая часть напряжений ос-
тается. С течением времени постепенно присходит самопроизволь-
ное снятие внутренних напряжений. Это самопроизвольное снятие
Продолжительность отпуска, час.
Фиг. 111. Степень снятия закалочных напряжений
при различных температурах отпуска (Бухгольц,
Бюлер и Шульц).
внутренних напряже-
ний сопровождается
изменением формы и
размеров закаленного
инструмента. Такой
процесс постепенного
самопроизвольного
изменения формы и
размеров закаленного
и низкоотпущенного
инструмента называ-
ется естествен-
ным старением.
Помимо самопро-
извольного снятия
внутренних напряже-
ний, источником из-
менения размеров закаленной стали является также изотермиче-
ское превращение остаточного аустенита, который, как мы знаем,
не устраняется из структуры при температуре отпуска ниже 200е.
Изменения размеров в результате естественного старения ничтожны
и измеряк/гся микронами. Для большинства инструментов и дета-
лей такие незначительные изменения размеров не имеют никакого
значения и с ними можно просто не считаться. Но для деталей
измерительных инструментов и в особенности для калибров, а также
деталей шарикоподшипников даже такие ничтожные изменения раз-
меров совершенно недопустимы.
Для того чтобы размеры инструментов или деталей не изменя-
лись с течением времени, их подвергают искусственному старению.
Этот вид термической обработки состоит в том, что инструменты
или детали нагревают до температуры 100—150° и выдерживают
при этой температуре 10—20 час. и больше. Искусственное ста-
рение производится либо в кипящей воде, либо в масляной ванне
(если температура старения больше 100°). Нагрев до температуры
Обработка холодом
16
старения и охлаждение после него должны производиться непре-
менно медленно.
При искусственном старении размеры изменяются гораздо ско-
рее, чем при естественном: одно и то же изменение размеров, кото-
рое при естественном старении продолжается в течение многих ме-
сяцев и даже лет, совершается при искусственном старении всего
за несколько часов. После искусственного старения размеры ин-
струментов и деталей становятся практически стабильными: неко-
торые изменения, правда, все же происходят и после искусствен-
ного старения, но они количественно совершенно ничтожны.
Вместо длительного многочасового процесса искусственного
старения был предложен особый способ закалки на стабильные раз-
меры. Этот вид закалки отличается вот какой особенностью: после
обычной закалки в воде комнатной температуры (углеродистые
стали) или в теплом масле (хромистые стали) производится допол-
нительное охлаждение в холодной воде с температурой, близкой к
0°, или, еще лучше—закаленные детали и инструменты подвер-
гаются охлаждению, до минус 10° После этого производится обыч-
ный отпуск.
Сущность закалки на стабильные размеры состоит в том, что
охладив детали до температуры 0°—минус 10°, мы практически
полностью устраняем из структуры закаленной стали остаточный
аустенит, так как содержание углерода в мартенсите заэвтектоид-
ных сталей, закаленных при обычных температурах, обычно не пре-
вышает 0,5—0,6% и температура Мк близка к 0° Отсутствие,
в структуре закаленной стали остаточного аустенита устраняет
один из источников изменения размеров.
Таким образом, описанный вид термической обработки моя^ет
значительно уменьшить изменения размеров, так что отпадет
необходимость в искусственном старении.
50.	ОБРАБОТКА ХОЛОДОМ
Мы много раз сталкивались с тем, что в структуре закаленной
стали сохраняется некоторое — и часто весьма значительное --
количество остаточного аустенита. Присутствие остаточного
аустенита в структуре закаленной стали — явление в большинстве
случаев отрицательное: 1) так как твердость аустенита значитель-
но меньше мартенсита, то и твердость закаленной стали, в струк-
туре которой присутствует остаточный аустенит, меньше макси-
мальной; 2) остаточный аустенит вызывает, как мы только что
видели, постепенное самопроизвольное изменение размеров дета-
лей; 3) так как аустенит немагнитен, то присутствие его в струк-
туре стальных магнитов уменьшает магнитную индукцию, а зна-
чит и подъемную силу магнитов.
Почему в структуре стали сохраняется остаточный аустенит?
Потому, что температура окончания превращения аустенита в мар-
11*
164
Отпуск и обработка холодом
тенсит лежит для многих сталей при температурах ниже нуля гра-
дусов (см. фиг. 26). Таким образом, намечается простой способ
устранить из структуры закаленной стали остаточный аустенит:
охладить сталь до температуры, лежащей ниже 0° (обработать
сталь холодом). Это именно и было предложено А. П. Гуляевым
в 1937 г.
Температура обработки холодом зависит от положения точки
Мк конца мартенситного превращения. Охлаждать сталь ниже тем-
пературы Мк можно, но, очевидно, совершенно бессмысленно: ни-
какого дополнительного повышения твердости при этом получать-
ся не будет: превращение заканчивается при температуре Мк
(даже если количество остаточного аустенита и не достигло нуля).
В табл. 18 приведены (по данным В. Г. Воробьева) значения
температуры мартенситного’ превращения, а также данные о коли-
честве остаточного аустенита и о приросте твердости.
Для большинства сталей глубокое охлаждение может быть
осуществлено в установке с твердой углекислотой (сухим льдом),
в которой достигается температура минус 78°. Установка состоит
из двух сосудов: внутреннего медного, куда закладываются под-
Таблица 18
Температуры мартенситного превращения и эффективность охлаждения ниже 0°
некоторых стандартных сталей, закаленных с температуры 1000— 1100°
Марка ।	стали 1 г	Температура мартенситного превращения в °C		Количество остаточного аустенита в %		Прирост твердости (единиц RC) после охлаждения ДО Мк
	начало I (Л)	конец (Мк)	после охлаждения до 4-20°	после охлаждения до Мк	
1 У7	300—255	—55	до 5	ДО 1	до 0,5
У8	255—230	—55	3—8	1—6	до 1
У9	230—210	—55	5—12	3—10	1—1,5
У10	210—175	—60	6— 18	4—12	1,5-3
У12	175—160	-70	10—23	5—14	3—4
Х05	150—140	-95	15—30	2—14	4—7
Х09	175—150	-85	10—27	5—14	2—4
7Х	280—230	—55	3—10	1—8	ДО 1
9Х	220—180	-70	6—18	4—13	1—2,5
X	175—145	—90	10—28	5—14	3—6
7X3	240—185	—60	4—17	2—12	1—2,5
9ХС	210—185	-60	6—17	4—12	1,5—2,5
ШХ9	195—150	—85	7—27	4—14	2—5
ШХ15	180—145	—90	9—28	4—14	3—6
хвг	155—120	— 110	13—45	2—17	до 10
хг	120—100	— 120	22—60	до 20	до 15
60Г И 70Г	290—230	—55	до 8	до 6	ДО 1
15Хи20Х*)	175—150	-85	10—25	5—12	3—5
i 18ХНВЛ*) '		130—120	— НО	20—45	до 15	ДО 10
*) Данные относятся к цементированному слою.					
Обработка холодом
165
лежащие глубокому охлаждению детали или инструменты, и
наружного стального с хорошей теплоизоляцией. Пространство
между двумя сосудами заполняется твердой углекислотой. Для полу-
чения более низких температур применяются другие вещества, как
их называют хладагенты: этан, этилен, фреон-13 и др.
Выдержка инструментов или деталей при низких температу-
рах не должна быть продолжительной,— как только деталь до-
стигнет температуры холодильной установки, ее можно вынимать:
превращение аустенита в мартенсит при постоянной температуре,
как мы знаем, не происходит. Примерно можно считать, что общая
продолжительность охлаждения до минус 80 — минус 100° и
выдержки составляет 1/2 —1 час.
Очень важно обратить внимание вот на какое обстоятельство:
обработку холодом следует производить тотчас после за-
калки. Если между закалкой и глубоким охлаждением пройдет
значительное время, то аустенит некоторых сталей стабилизируется
и при последующем охлаждении не происходит его распада. Ста-
билизирующее влияние на аустенит оказывает также отпуск, как
это следует из данных А. П. Гуляева и М. С. Чаадаевой:
Марка стали	Температура закалки, °C	Прирост мартенсита в % при обработке холодом	
		без- отпуска	с отпуском
У8	780	1,2	0
У10	780	1,6	0
У12	780	3,2	0
ШХ15	850	3,0	0
ХГ	850	12,7	0
ХВГ	820	4,4	0
Таким образом, производить глубокое охлаждение этих сталей
после отпуска совершенно бессмысленно. Поэтому операции тер-
мической обработки производят в такой последовательности: за-
калка — глубокое охлаждение — отпуск.
Обработка холодом получила наибольшее распространение:
1) при термической обработке инструментов из быстрорежущей
стали, которые в этом случае достаточно подвергать лишь одно-
кратному отпуску; 2) при термической обработке деталей и инстру-
ментов, размеры которых требуется стабилизировать (вместо ис-
кусственного старения); 3) при термической обработке цементи-
рованных деталей из легированных сталей марок 18ХНВА,
12Х2Н4А и им подобных для повышения твердости и износо-
стойкости.
ЛИТЕРАТУРА
1. В. Г. Воробьев, Термическая обработка стали при температуре
ниже нуля, Оборонгиз, 1954.
166
Поверхностная закалка
ГЛАВА IX
ПОВЕРХНОСТНАЯ ЗАКАЛКА
51.	ОБЛАСТИ ПРИМЕНЕНИЯ ПОВЕРХНОСТНОЙ ЗАКАЛКИ
Для очень многих деталей машин особое значение имеет высо-
кая твердость их поверхностных слоев. К числу их относятся, на-
пример, шестерни. Наиболее ответственной частью любой шестер-
ни является поверхность ее зубьев, так как она работает в усло-
виях непрерывного сильного трения. Если поверхность зубьев ока-
жется недостаточно твердой, то они будут быстро изнашиваться,
профиль зубьев изменится, и плавная передача вращения станет
невозможной.
Для повышения твердости и износостойкости поверхностных
слоев деталей машин применяют три основных группы спосооов:
1)	поверхностное механическое упрочнение дробеструйной или
дробеметной обработкой, накаткой роликами; вызываемый этими
способами наклеп поверхности упрочняет ее;
2)	химико-термическая обработка — цементация, цианирова-
ние, азотирование;
3)	поверхностная закалка.
Механических способов упрочнения, как не имеющих отноше-
ния к термической обработке, касаться не будем вовсе.
С химико-термической обработкой мы ознакомимся в следу-
ющей главе.
В настоящей главе рассмотрим способы поверхност-
ной закалки.
Прежде всего решим вопрос о том, в чем же преимущества по-
верхностной закалки перед обычной (объемной) закалкой. Ведь
и при ооычной объемной закалке можно получить твердый изно-
состойкий поверхностный слой. Точнее говоря, при объемной за-
калке твердой и износостойкой получается вся толща детали,
в том числе и ее поверхностные слои. А при поверхностной закалке
твердыми и износостойкими получаются только поверхностные
слои, а остальная масса металла детали остается мягкой. Почему
же в таком случае поверхностная закалка считается лучше
объемней?
Дело объясняется следующим. При объемной закалке, дейст-
вительно, получается высокая твердость по всему сечению детали.
Но вместе с тем получается и пониженная ударная вязкость.
Для того чтобы ее повысить, необходимо произвести высокий
отпуск. Ударная вязкость сильно возрастет и станет, как мы
знаем, даже выше, чем у сырой стали. Но при этом значительно
Области применения поверхностной закалки
167
Фиг. 112. Сопоставление свойств одной
и той же стальной детали, подверг-
нутой сквозной (а) и поверхностной (6)
закалке.
понизится твердость, в том числе и твердость поверхностных слоев.
У деталей же, подвергнутых поверхностной закалке, ударная вяз-
кость внутренних незакалившихся слоев меньше, но зато поверх-
ностная твердость значительно выше (фиг. 112).
Для некоторых деталей требуется высокая ударная вязкость
и высокая прочность и упругость по всему сечению. Это, например,
высоконагруженные валы, шестерни, передающие большие крутя-
щие моменты и работающие при
динамических нагрузках, пру-
жины и т. п. Для таких деталей
поверхностная закалка приме-
няться не может, даже если бы
ее можно было технически осу-
ществить. Для очень же боль-
шого количества деталей по
условиям их работы совершенно
достаточна та прочность и удар-
ная вязкость, которую сталь
имеет в сыром термически не
обработанном состоянии. Такие
детали могут подвергаться по-
верхностной закалке.
Кроме всего сказанного, по-
верхностная закалка имеет це-
лый ряд технологических и производственных преимуществ.
Поверхностная закалка не требует печей и может произво-
диться в любом месте механического цеха. Это значит, что опе-
рация закалки может быть включена в общий поток изготовления
деталей.
Поверхностная закалка производится гораздо быстрее, чем
обычная закалка. Значит, общая продолжительность изготовле-
ния деталей сокращается.
При поверхностной закалке почти не получается окисления и
обезу глерожива ния.
Наконец, по крайней мере, основные виды поверхностной за-
калки — поверхностная закалка токами высокой частоты, закалка
в электролите — могут быть частично или полностью автоматизи-
рованы.
Все эти и многие другие преимущества поверхностной закалки
позволяют считать ее весьма прогрессивным и передовым способом
термической обработки стали.
В настоящее время применяются следующие технологические
варианты поверхностной закалки:
1)	газопламенная поверхностная закалка;
2)	поверхностная закалка в электролите;
3)	поверхностная закалка при нагреве токами высокой частоты.
168
Поверхностная закалка
Из всех этих способов неоспоримые преимущества находятся
на стороне последнего — поверхностной закалки с нагревом то-
ками высокой частоты, почему она и получила такое широкое при?
менение в промышленности.
52.	ГАЗОПЛАМЕННАЯ ПОВЕРХНОСТНАЯ ЗАКАЛКА
При газопламенной поверхностной закалке нагрев закаливае-
мой детали производится кислородно-ацетиленовым пламенем или
реже — пламенем другой газовой смеси.
Поверхностная газопламенная закалка деталей цилиндриче-
ской формы осуществляется так. Деталь закрепляется в центрах
токарного станка, а го-
релка и’душирующее уст-
ройство (для подачи ох-
лаждающей воды) — в
супорте.
Применяются три ос-
новных способа газопла-
менной закалки (фигу-
ра 113). При первом спо-
собе А вал медленно вра-
щается (с окружной ско-
ростью около 2 мм/сек),
и горелка шириной, рав-
Фиг. 113. Три способа поверхностной газопла-
менной закалки вала (рисхшок заимствован из
книги К. Н. Соколова).
ной ширине всего закаливаемого участка, производит последова-
тельный нагрев, вслед за которым следует охлаждение. Закалка
всего участка производится за один оборот вала. Недостаток этого
способа состоит в том, что в стыке между первоначально закален-
ной полосой, и полосой, закаленной последней, образуется мягкая
полоска шириной в несколько миллиметров. Можно, конечно, посту-
пить так: сначала постепенно нагреть весь участок, быстро вращая
вал, а лишь затем его охладить. Естественно, что расход кисло-
рода и ацетилена значительно увеличится, но зато не получится
отпущенной полоски.
Второй способ Б состоит в последовательном нагреве и охлаж-
дении отдельных зон закаливаемого участка (ленточный нагрев).
Этому способу свойственен тот же недостаток: получение мягкой
отпущенной винтовой полоски.
Третий способ нагрева В осуществляется многофакельной
кольцевой горелкой, движущейся вдоль оси быстро вращающегося
вала. Охлаждение производится кольцеобразным же душирующим
устройством. Этот непрерывно-последовательный способ закалки—
наиболее совершенный: не получается отпущенных i/олосок и твер-
дость вала получается равномерной.
Глубину закаленного слоя следует принимать равной 5—10 мм.
Для получения меньшей глубины закаленного слоя приходится
Поверхностная закалка в электролите_____	169
перегревать поверхностный слой: чем тоньше нагреваемый слой»
тем интенсивнее происходит отвод тепла от поверхности в глубь
детали вследствие теплопроводности.
Расход кислорода и ацетилена при непрерывно-последователь-
ном способе закалки можно подсчитать по формулам:
кислорода W\=0,70J/ ' л)см\	(19)
ацетилена lVfl=0,45]/ 6 л\см\	(20)
где S — принятая глубина закаленного слоя в мм.
При одновременном нагреве расход газов увеличивается в
13/2 раза.
Скорость движения горелок при непрерывно-последовательном
.способе определяется по формуле:
72
п=— см/мин.	(21)
Продолжительность одновременного нагрева равна:
г=7 о2 сек.	(22)
Точное установление режима нагрева конкретных деталей про-
изводится путем подбора параметров процесса с проверкой не толь-
ко твердости и глубины закаленного слоя, но и его структуры.
Привлекательная сторона газопламенной поверхностной за-
калки состоит в ее большой простоте и возможности подвергать
поверхностной закалке детали больших размеров, которые за-
труднительно закаливать другими способами, в том числе наиболее
совершенным способом — поверхностной закалкой с нагревом
токами высокой частоты. Поэтому газопламенная поверхностная
закалка достаточно широко применяется в машиностроении.
Но нельзя закрывать глаза и на серьезные недостатки газопла-
менной поверхностной закалки. Самым существенным ее недостат-
ком является перегрев закаленного слоя. Даже при хорошо отра-
ботанном режиме закалки некоторый перегрев практически неиз-
бежен. К числу недостатков относится также трудность регулиро-
вания глубины закаленного слоя.
53.	ПОВЕРХНОСТНАЯ ЗАКАЛКА В ЭЛЕКТРОЛИТЕ
Нагрев деталей в электролите основан на физиче-
ском явлении, называемом «эффектом катода». Проявляется это
явление в том, что если пропускать постоянный ток высокого на-
пряжения (200—220 в) и значительной плотности (3—4 а/см2) че-
рез электролит, состоящий из водного раствора (5—10%) кальци-
нированной соды (или углекислого калия), то на катоде образуется
170
Поверхностная закалка
тонкий слой, состоящий из пузырьков водорода (фиг. 114). Вслед-
ствие плохой электрической проводимости водорода сопротивление
прохождению электрического тока сильно возрастает, и катод на-
гревается до очень высокой температуры (около 2000°).
Этот «эффект катода» И. 3. Ясногородский предложил исполь-
зовать как способ поверхностного нагрева деталей.
Закаливаемая деталь присое-
диняется к отрицательному полю-
су генератора постоянного тока
и, будучи погруженной в элек-
тролит, становится катодом. По-
грузить деталь можно на произ-
вольную глубину в зависимости
от того, какую часть детали тре-
буется подвергнуть поверхност-
ной закалке.
Нагрев производится очень
быстро, в течение нескольких
секунд. После того как деталь
нагреется, ток выключают, а де-
таль оставляют для охлаждения
C/iou
'пузырьков
водорода
Фиг. 114. Закалка в электролите.
в электролите: электролит в процессе прохождения по нему тока
почти не нагревается ц остается холодным. Таким образом, ванна
с электролитом служит одновременно как бы и нагревательной
печью, и закалочным баком.
Весь процесс нагрева в электролите и закалки в нем может быть
полностью автоматизирован. Это делает закалку в электролите
весьма пригодной для массового производства.
54.	ПОВЕРХНОСТНАЯ ЗАКАЛКА ПРИ НАГРЕВЕ
ТОКАМИ ВЫСОКОЙ ЧАСТОТЫ
Поверхностная закалка при нагреве токами высокой частоты
(или, как ее обычно ради краткости называют, поверхностная за-
калка т. в. ч.) является наилучшей из всех способов поверхност-
ной закалки. Она сочетает в себе все технологические преимущест-
ва поверхностной закалки — очень высокую производительность,
возможность полной автоматизации — с получением высокого
качества закаленного слоя. Разработан способ поверхностной за-
калки токами высокой частоты В. П. Вологдиным.
Нагрев токами высокой частоты представляет частный случай
индукционного нагрева, сущность которого, как известно из фи-
зики, состоит в том, что если металлическую деталь поместить
в переменное магнитное поле, то в металле детали будут индукти-
роваться так называемые вихревые токи (или токи Фуко). Эти токи,
возникшие внутри самого металла, и производят его нагрев. Вих-
ревые токи возникают всегда, когда металлическая деталь подвер-
Поверхностная закалка при нагреве токами высокой частоты
171
гается действию переменного магнитного поля. Во многих случаях,
как например в трансформаторах, они являются вредными, так
как часть трансформируемой электрической энергии затрачивается
на совершенно ненужный нагрев самого трансформатора.
Поэтому в трансформаторах принимаются специальные меры, что-
бы понизить до возможного минимума вредные вихревые токи. При
индукционном же нагреве вихревые токи оказываются полезными,
так как именно они служат источником нагрева.
Индукционный нагрев цилиндрических деталей осуществляет-
ся так. Нагреваемая деталь окружается медным индуктором
(фиг. 115), по которому протекает
переменный электрический ток. Во-
круг индуктора создается переменное
магнитное поле, которое проникает
в деталь и индуктирует в нейвихре-
Фиг. 115. Индукционный нагрев детали.
Фиг. 116. Распределение тока по се-
чению детали при индукционном
высокочастотном нагреве.
вые токи. Особенность нагрева токами высокой частоты состоит в
том, что индуктируемые в детали вихревые токи распределяются
по сечению детали не равномерно, а так, как показано на фиг. 116:
наибольшая плотность тока оказывается на поверхности и быстро
уменьшается по мере удаления от поверхности. Это явление носит
название поверхностного эффекта (или скин-эффекта). Неравномер-
ность распределения вихревых токов по сечению детали тем боль-
ше, чем выше частота переменного магнитного поля или, иными
словами, чем выше частота тока.
Благодаря неравномерности распределения вихревых токов
по сечению детали неравномерным получается и ее нагрев: поверх-
ностные слои нагреваются очень быстро до высоких температур,
тогда как внутренние слои остаются холодными или только
незначительно нагреваются (вследствие теплопроводности). Так
осуществляется поверхностный нагрев токами высокой частоты.
В качестве источников питания применяются высокочастот-
ные машинные генераторы и ламповые генераторы. Машинные
генераторы применяются в тех случаях, когда требуемая частота
172
Поверхностная закалка
не превосходит 10 000 гц, а ламповые — когда требуются более
высокие частоты.
Режим поверхностного нагрева токами высокой частоты опре-
деляется следующими основными параметрами: 1) частотой,
2) временем нагрева.
Если обозначить требуемую глубину закаленного слоя через а
(см), то, как установлено практикой, частота / должна удовлетво-
рять неравенству:
150
а2
2500
(23>
а оптимальная частота равенству:
,	~ 600
Jonm ~
а2
(24)
В табл. 19 приведены, по данным А. Д. Демичева и С. В. Шаш-
кина, рекомендуемые частоты для поверхностного нагрева стальных
деталей в зависимости от заданной толщины закаленного слоя.
Таблица 19
Рекомендуемые частоты для поверхностного нагрева стальных деталей
Заданная толщина закаленного слоя в мм 1	Частота в гц			Генераторы, рекомендуемые к использованию
	наивысшая	наинизшая	оптимальная	
1,0	250000	15000	60000	Ламповый	!
1,5	100000	7000	25000	Ламповый или > машинный	1
2,0	60000	4000	15000	Машинный 8000гц
3,0	30000	1500	7000	Машинный 8000 гц
4,0	15000	1000	4000	Машинный 2500 гц
6,0	8000	500	1500	Машинный 2500ч-1000 гц
10,0	2500	150	500	Машинный 500 гц
Примечание. Для машинных генераторов указаны даваемы частоты.				
Глубина закаленного слоя выбирается различной в зависимости
от условий работы детали. Для деталей, работающих на истирание,
в большинстве случаев достаточна глубина закаленного слоя
1,5—2 мм] для деталей, поверхность которых необходимо упрочнить
против смятия или продавливания, глубину закаленного слоя уве-
личивают до 4—8 мм. Глубину закаленного слоя валков холодной
прокатки принимают равной 10 мм и больше.
Данными табл. 19 можно пользоваться при условии, если глу-
бина закаленного слоя значительно меньше диаметра детали, ина-
Поверхностная закалка при нагреве токами высокой частоты 173
че условия нагрева резко ухудшаются. Если глубина а закален-
ного слоя меньше или равна 0,1 диаметра D (см), то минимальная
частота тока должна быть:
,	250000
1 мин ''' JJ2
а если
то
(25)
<26)
а==0,3£>,
,	30000
/мин ,
Время нагрева можно определить расчетным путем, но расчет-
ная формула получается довольно сложной. Поэтому на практике
обычно поступают так: определив тем или иным способом (напри-
мер, по табл. 19) частоту и задавшись каким-либо произвольным
Направление
движения
детали
Нагрев	Охлаждение
Индуктор	Индуктор,
становящийся души-
ру нищим устройством
Фиг. 117. Способ одновременной поверхно-
стной закалки с нагревом токами высокой
частоты.
Индуктор
Я Дренирующее
1-1 устройство
Фиг. 118. Непрерывно-последо-
вательная поверхностная закалка
с нагревом токами высокой
частоты.
временем, настраивают генератор на вычисленную частоту, а реле
времени нагрева на выбранное время нагрева, производят пробную
закалку. Затем производят каким-нибудь способом, например
металлографическим, определение фактически полученной толщины
закаленного слоя и в зависимости от того, насколько близка она
к заданной, производят корректировку режима нагрева. Для пер-
вых пробных закалок можно принимать время нагрева равным
нескольким (5—10) секундам.
Для поверхностной закалки токами высокой частоты приме-
няется несколько способов. Рассмотрим основные.
При одновременной закалке закаливаемая
деталь вращается внутри индуктора (фиг. 117), ширина которого
равна ширине закаливаемого участка. Вращение детали необхо-
димо потому, что в месте подвода шин к кольцу индуктора на-
174
Поверхностная закалка
рушается симметрия магнитного поля, и нагрев может получиться
неравномерным. Когда заданное время нагрева истечет и реле вре-
мени отключит индуктор от генератора, деталь подвергается
охлаждению водяным душем; другое реле, сблокированное с первым,
включит подачу воды, и большое количество мелких струй будет
направлено на деталь через отверстия на внутренней поверхности
индуктора.
При непрерывно последовател ьной за-
калке деталь совершает два движения: вращение и поступа-
тельное движение вдоль оси (фиг 118), а индуктор остается непо-
Фиг. 119. Петлевые и зигзагообразные индукторы для по-
верхностной закалки плоских деталей при нагреве токами
высокой частоты (рисунок заимствован из книги А. Д. Де-
мичева и С. В. Шашкина).
движным (применяются и обратные случаи: деталь неподвижна, а
индуктор перемещается вдоль нее). В этом случае происходит
последовательный нагрев закаливаемого участка детали, а ох-
лаждение производится отдельным душирующим устройством,
расположенным на некотором расстоянии от индуктора.
Для поверхностной закалки плоских деталей применяются
петлевые и зигзагообразные индукторы (фиг. 119). Чтобы сделать
нагрев равномерным, индуктору придают возвратно-поступатель-
ное движение для «растушевки» нагрева.
Шестерни малого диаметра нагреваются в кольцевом профиль-
ном индукторе, повторяющем наружный контур шестерни. Зубья
шестерен большого диаметра (с модулем больше восьми) нагрева-
ются по одному петлевым индуктором
В настоящее время поверхностной закалке токами высокой ча-
стоты подвергаются детали огромной номенклатуры: коленчатые
______Поверхностная закалка при нагреве токами высокой частоты 175
валы, шестерни, кулачки, направляющие станков, головки рель-
сов, лемех и плугов, лопасти гидротурбин, проушины гусеничных
траков, гильзы цилиндров двигателей внутреннего сгорания, про-
катные валки и много-много других деталей машин.
Применение поверхностной закалки токами высокой частоты
ограничивается только сложностью изготовления индукторов, осо-
бенно для деталей, имеющих сложную форму. Поэтому подлинная
область применения высокочастотной закалки — это массовое
производство однотипных деталей.
Рассмотрим теперь, какими свойствами обладает поверхностно
закаленный слой и деталь, подвергнутая поверхностной закалке
токами высокой частоты.
В отличие от большинства прочих способов поверхностной за-
калки, при закалке с нагревом токами высокой частоты перегрева
поверхностного слоя, как правило, не происходит, и структура
поверхностного слоя состоит из бесструктурного или мелкоиголь-
чатого мартенсита. Твердость закаленного поверхностного слоя
неизменно получается несколько выше (на 1—2 единицы по
Роквеллу) твердости поверхностного слоя детали, изготовленной
из той же марки стали и подвергнутой обычной закалке. Следо-
вательно, выше и износостойкость. Это — первое из значительных
металловедческих преимуществ закаленных деталей, нагретых
токами высокой частоты.
Исследования показали, что и механические свой-
ства, в частности, такое важное, как выносливость
(сопротивление усталости) получаются выше у деталей с по-
верхностным слоем, закаленным после нагрева токами высокой
частоты. Это объясняется тем, что в поверхностном слое после
закалки с нагревом токами высокой частоты возникают сжимаю-
щие напряжения. Как мы знаем, наиболее опасны при работе
растягивающие напряжения. Поэтому возникающие при работе
детали на знакопеременный изгиб растягивающие напряжения
частично будут погашаться внутренними сжимающими напряже-
ниями.
ЛИТЕРАТУРА
1.	Л. И. Готлиб, Основы технологии пламенной поверхностной закал-
ки, Машгиз, 1948.
2.	И. 3. Я сн огор о дский, Нагрев металлов и сплавов в электролите,
Машгиз, 1949.
3.	Г Л. Курук л ис и Г Я- Ахминеев, Закалка в электролите ин-
струментальных сталей, Машгиз, 1952.
4.	М. Г Лозинский, Поверхностная закалка и индукционный нагрев
стали, Машгиз, 1949.
5.	И. Н. К и д и н, Термическая обработка стали при индукционном на-
греве, Металлургиздат, 1950.
6.	А. Д. Демичев и С. В. Шашкин, Высокочастотная закалка, Маш-
гиз,- 1954. Эта книга — один из выпусков хорошо изданной «Библиотечки вы-
сокочастотника-термиста», состоящей из 15 выпусков.
176
Химико-термическая обработка стали
ГЛАВА X
ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛИ
55.	СУЩНОСТЬ И КЛАССИФИКАЦИЯ ВИДОВ ХИМИКО-
ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Изменение химического состава стали, в частности ее леги-
рование, производится в процессе выплавки. Углерод и легирую-
щие элементы растворяются и равномерно распределяются в жид-
кой стали. Во всем объеме слитка и во всем объеме прокатан-
ных из него листов, прутков, труб распределение углерода и ле-
гирующих элементов также относительно равномерно (если пре-
небречь ликвационной неравномерностью).
Но существует и иной способ изменения химического состава
стали: ее химико-термическая о б р а б 6 т к а. "Из-
менение химического состава стали при химико-термической
обработке характеризуется двумя особенностями: 1) изменение хи-
мического состава производится в твердом состоянии; 2) при хи-
мико-термической обработке изменяется химический состав только
поверхностных слоев детали.
В какой мере нас может удовлетворить изменение химического
состава только поверхностных слоев? Оно может нас удовлетво-
рить, очевидно, в тех случаях, когда нам нужно, чтобы изменение
свойств произошло только в поверхностных слоях детали, а свой-
ства внутренних слоев были иными, или когда мы можем ограни-
читься изменением химического состава и свойств только поверх-
ностных слоев, а химический состав и свойства внутренних слоев
нам более или менее безразличны. Рассмотрим эти два случая на
конкретных примерах.
Существует большое количество деталей, для которых сущест-
венно, чтобы они имели возможно более высокую поверх-
ностную твердость и износостойкость (они
работают на истирание) и в то же время обладали достаточно
высокой ударной вязкостью. Это, например, не-
которые виды шестерен, кулачки, эксцентрики, храповички. Если
изготовить такие детали из высокоуглеродистой стали, то не
представит труда придать им высокую твердость соответствующей
термической, обработкой, но вместе с тем значительно понизится
их ударная вязкость. Если же изготовить такие детали из низко-
углеродистой стали, то получится наоборот: высокая ударная вяз-
кость будет сочетаться с низкой твердостью. Если же мы изготовим
эти детали из низкоуглеродистой стали, а затем повысим содержа-
ние углерода в их поверхностных слоях, то, очевидно, сможем ре-
шить поставленную задачу: сильно повысим закалкой твердость
поверхностных слоев и в то же время сохраним присущую низко-
Сущность и классификация химико-термической обработки
177
углеродистой стали высокую ударную вязкость, Так как при за-
калке она почти не изменится. Так именно и поступают при цемен-
тации.
Но иногда цементируют и такие детали, которые вовсе не тре-
буют высокой ударной вязкости, например шаблоны или калибры.
Их можно было бы изготовить из высокоуглеродистой стали (как
преимущественно и делают). Вместо этого их иногда изготовляют
из низкоуглеродистой стали и подвергают цементации. В одних
случаях объясняется это тем, что высокоуглеродистая сталь зна-
чительно дороже низкоуглеродистой, и цементированный шаблон
из низкоуглеродистой стали стоит дешевле, чем такой же шаблон
из высокоуглеродистой стали. В других случаях применение це-
ментации к таким деталям объясняется отсутствием на заводе соот-
ветствующих профилей или размеров проката из высокоуглеро-
дистых сталей, тогда как номенклатура профилей и размеров про-
ката из низкоуглеродистых сталей на любом машиностроительном
заводе обычно очень большая.
Детали, от которых требуется высокая коррозион-
ная стойкость или высокая окалиностой-
ко с т ь. могут изготовляться либо из кислотостойких или окали-
ностойких легированных сталей, либо из простой низкоуглеро-
дистой стали, которая затем для повышения ее коррозионной стой-
кости или окалиностойкости подвергается соответствующей хи-
мико-термической обработке. В большинстве случаев результаты
получатся почти равноценными: ведь коррозионное разрушение
или окисление происходит с поверхности детали. Сразу возникает
вопрос: если окалиностойкость подвергнутой химико-термической
обработке углеродистой стали и легированной ’ окалиностойкой
стали одинакова, то зачем вообще применять последнюю, ведь
она наверняка дороже. Все это совершенно верно, но нельзя упус-
кать из виду, что поверхностный окалиностойкий слой сравни-
тельно тонок, и если при сборке он может быть нарушен (при сбал-
чивании, сварке) хотя бы в одном месте, то смысл химико-терми-
ческой обработки пропадает. Исходя из этого, конструктор и ре-
шает в отношении каждой детали: изготовлять ли ее из легирован-
ной стали или из простой углеродистой с последующей химико-тер-
мической обработкой.
Итак, химико-термическая обработка применяется к деталям,
у которых необходимо повысить износостойкость, коррозионную
стойкость и окалиностойкость поверхностных слоев. Для повыше-
ния поверхностной твердости и износостойкости в машиностроении
применяют цементацию, азотирование, цианирование, хромиро-
вание. Для повышения коррозионной стойкости детали подвер-
гают азотированию, хромированию и силицированию (насыщению
кремнием). Для повышения окалиностойкости детали подвергают
алитированию (насыщению алюминием). Разработаны способы по-
12 Б. П. Захаров
178
Химико-термическая обработка стали
вышения окалиностойкости насыщением стали бором (борирова-
ние) и бериллием (бериллизация).
Химико-термическая обработка не может применяться в тех
случаях, когда требуется объемное изменение свойств: прочности,
жаропрочности, магнитных свойств.
56.	ОБЩИЕ ЗАКОНОМЕРНОСТИ ПРОЦЕССОВ
ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Химико-термическая обработка состоит в поверхностном на-
сыщении твердой стали углеродом, азотом и некоторыми легирую-
щими элементами. Технически это осуществляется так: твердые,
жидкие или газообразные вещества, содержащие элемент, которым
мы должны обогатить поверхностные слои стали, приводятся в тес-
ное соприкосновение со стальной деталью. Этим создаются усло-
вия для возможности их проникновения в сталь.
Если элемент образует с железом химическое соединение, то
тонкий поверхностный слой стальной детали будет состоять из
этого химического соединения. Дальнейшее проникновение эле-
мента в более глубокие слои детали зависит от того, способен ли
этот элемент образовывать с железом твердый раствор. Только
в этом случае возможна диффузия элемента.
Все те элементы, которыми в настоящее время в производствен-
ных условиях насыщают сталь при ее химико-термической обра-
ботке,— углерод, азот, хром, кремний, алюминий — способны
образовывать твердые растворы. Поэтому диффузия этих элемен-
тов в сталь принципиально возможна при любой температуре.
Однако насыщение стали этими элементами производится всегда
только при высоких температурах. Это объясняется следующими
тремя причинами.
Во-первых, с повышением температуры повышается раствори-
мость всех перечисленных элементов в железе. Это прежде всего
относится к углероду. Максимальная растворимость его в альфа-
железе составляет всего 0,02% (при температуре 723°), тогда как
в гамма-железе при той же температуре может раствориться уже
0,8% углерода, а с повышением температуры растворимость угле-
рода достигает 2% (при температуре 1130°).
Во-вторых, скорость диффузии резко возрастает при повыше-
нии температуры, как это следует из фиг. 120. В частности, при
повышении температуры с 925° до 1100° скорость диффузии угле-
рода в железе возрастает в семь с лишним раз; скорость диффузии
хрома в железе при повышении температуры с 1150° до 1300° воз-
растает в 50 с лишним раз.
Наконец, высокие температуры при химико-термической обра-
ботке необходимы для диссоциации веществ, которые окружают
стальные детали и продукты диссоциации которых являются источ-
Общие закономерности химико-термической обработки 179
ником активных атомов диффундирующих элементов: углекислых
солей при цементации, аммиака при азотировании, хлористого
аммония при алитировании.
Из- того, что было сказано о значении температуры при хи-
мико-термической обработке, можно заключить о целесообраз-
ности ее повышения. Основным препятствием этому является зна-
чительное понижение стойкости муфелей, реторт и других рабочих
частей печного оборудования с повышением температуры, а в элек-
трических печах — понижение стойкости нагревателей. Очень
интересным и перспективным в этом отношении является нагрев
токами высокой частоты.
Фиг. 120. Зависимость Фиг. 121. Изменение кон- Фиг. 122. Влияние продол-
скорости диффузии от тем- центрации диффундирую- жительности химико-тер-
пературы.	щего элемента по сечению мической обработки на
детали в зависимости от толщину диффузионного
температуры процесса слоя при различных темпе-
(^1 > /2)-	ратурах процесса
Следует также иметь в виду, что повышение температуры про-
цессов химико-термической обработки неблагоприятно сказывает-
ся на структуре стали. Прежде всего, при очень высоких темпе-
ратурах ухудшается структура стали во внутренних слоях. Высо-
котемпературная химико-термическая обработка может резко
ухудшить строение самого диффузионного слоя. Дело в том, что
при повышении температуры возрастает не только скорость диф-
фузии элемента в стали; еще более сильно возрастает скорость
поступления этого элемента из внешней среды на поверхность детали.
Иначе говоря, на поверхность детали поступает элемента больше,
чем может продиффундировать в сталь. В результате этого полу-
чается очень неравномерное распределение концентрации элемента
в поверхностном слое (фиг. 121). А очень высокая концентра-
ция элемента, способствующая образованию химических соедине-
ний (карбидов, нитридов и т. п.), придает поверхностному слою
высокую хрупкость; возможно даже его отслаивание. Эти обстоя-
тельства и ограничивают возможность сильного повышения темпе-
ратуры процессов химико-термической обработки. Но не следует
12*
180
Химико-термическая обработка стали
и бояться перечисленных недостатков высокотемпературной хи-
мико-термической обработки. Во многих случаях они сравнительно
легко устранимы.
Влияние температуры на толщину диффузионного слоя пока-
зано на фиг. 122. Из этой фигуры следует, что толщина слоя, хотя
и увеличивается с течением времени, но не пропорционально вре-
мени: если за один час толщина слоя получается а мм, то за два
часа толщина слоя получается меньше 2 а. Поэтому, когда мы го-
ворим, что за каждый час толщина слоя увеличивается на b мм, то
мы имеем в виду средние значения увеличения толщины слоя, обыч-
но получаемые на практике.
57.	ЦЕМЕНТАЦИЯ
Цементация — самый распространенный вид химико-термиче-
ской обработки. Состоит она в том, что поверхностные слои сталь-
ной детали насыщаются углеродом;
Фиг. 123. Структура цементированного слоя. Поверхность детали—
справа. Х100.
Детали, подвергающиеся цементации, изготовляются из низко-
углеродистых сталей с содержанием углерода 0,20—0,25%. К це-
ментируемым сталям относятся как углеродистые (марки Ст. 1,
Ст. 2, Ст. 3, 10, 15, 20), так и легированные стали (марки 15Х,
20Х, 12ХН2, 12ХНЗ, 18ХНВАидр.). Процесс цементации должен
быть так отрегулирован, чтобы содержание углерода в поверх-
ностном слое было равно 0,8—0,9% и во всяком случае не превы-
шало 1%. При большем содержании углерода слой получается
очень хрупким: в нем образуется грубая цементитная сетка. Струк-
тура цементированного слоя представлена на фиг. 123.
Цементация может производиться в твердой, жидкой и газо-
образной средах. В промышленности получили применение цемен-
тация в твердой среде (в твердом карбюризаторе) и в газообраз-
ной среде (газовая цементация).
Цементация в твердом карбюризаторе
производится так. Цементируемые детали закладываются в ящик
и пересыпаются специальным веществом, содержащим углерод,—
Цементация
181
карбюризатором. Детали в цементационном ящике сле-
дует располагать так, чтобы они не касались одна другой и не при-
касались к стенкам ящика (фиг. 124). Расстояние между деталями
должно быть не менее 20—25 мм. Таково же должно быть и рас-
стояние между деталями и стенками ящика. Уложив детали и слег-
ка утрамбовав карбюризатор, плотно закрывают ящик крышкой
и все щели замазывают глиной, чтобы воспрепятствовать проникно-
вению воздуха внутрь ящика, иначе карбюризатор при нагреве
будет выгорать, а детали окислятся. После того как все это про-
делано, ящик ставят.в печь, нагревают до температуры 860—920°
и выдерживают при этой температуре в течение нескольких часов.
Фиг. 124. Способы укладки деталей в цементационном ящике:
а—неправильно; б—правильно.
При нагреве внутри ящика образуются два газа: окись угле-
рода СО и двуокись углерода СО2. Эти газы получаются, во-первых,
в результате окисления угля, составляющего основную часть лю-
бого твердого карбюризатора, кислородом воздуха, всегда содер-
жащимся в порах карбюризатора:
с+о2=со2
и	2С+О2 = 2СО.
Кроме того, источником двуокиси углерода СО2 являются те
углекислые соли, которые добавляются к карбюризатору и которые
разлагаются при нагреве:
ВаСО3=ВаО+СО2,
Na2CO3=Na2O4-CO2.
Между этими двумя газами СО и СОг устанавливается в при-
сутствии угля равновесие:
СО2+С=2СО.
Чем выше температура, тем больше содержится в газовой сме-
си окиси углерода СО и тем меньше двуокиси СО2.
182
Химико-термическая обработка стали
На поверхности стальных деталей происходит основная реак-
ция цементации:
2СО = СО2+С.
Выделившийся на поверхности детали в чистом виде углерод
постепенно диффундирует в сталь, а получившаяся двуокись угле-
рода, реагируя с углем, снова образует молекулы окиси углерода.
Из этого, в общем несложного механизма цементации следует,
что и при цементации в твердом карбюризаторе действующими
агентами являются газы.
В качестве твердых карбюризаторов применяется очень боль-
шое количество веществ. Основная часть всех карбюризаторов —
уголь, причем преимущественно древесный.
Каменный уголь совершенно не годится для
цементации, так как содержит значитель-
ное количество серы. Древесный уголь в
некоторых карбюризаторах заменяется тор-
фяным коксом. Но карбюризаторы, состоя-
щие из одного только древесного угля или
торфяного кокса, цементируют очень сла-
бо.Для усиления цементирующего действия
в карбюризатор добавляются специальные
активизирующие вещества: обычно углекис-
лый барий ВаСО3 или углекислый натрий
Na2CO3 (сода). Влияние добавки к карбю-
ризатору углекислого бария хорошо видно
из фиг. 125. Составы наиболее часто при-
меняемых карбюризаторов приведены в
табл. 20.
Содержание воС03^/
Фиг. 125. Влияние коли-
чества углекислого бария
ВаСО3 в карбюризаторе
на глубину цементации
при температуре 900° в
течение 5 час. (Г. Ф. Пу-
ловский).
Древесный уголь, применяемый для цементации, должен быть
истолчен до размеров 3—8 мм (примерно с величину зернышек
риса) и просеян через сито с ячейками 2—3 мм для отделения
пыли. Просеянный уголь тщательно перемешивается с углекист
лым барием или углекислым натрием и хранится в сухих ларях.
Старый отработанный карбюризатор используется вторично, но
с добавлением свежего. Обычно карбюризатор составляется из
2/3 отработанного и 1/3 свежего.
Цементационные ящики лучше загружать в печь, нагретую до
температуры 700°, и медленно нагревать до температуры цемента-
ции. Продолжительность прогрева устанавливается практически
для каждого ящика в отдельности. Для ориентировочных под-
счетов можно принимать, что для прогрева каждых 100 мм ширины
или высоты ящика необходимо около 2 час.
Продолжительность выдержки при температуре цементации
выбирается в зависимости от требуемой глубины цементации (тол-
щины цементационного слоя). В среднем можно принимать, что
____________________________Цементация__________ 183
Таблица 20
Наиболее распространенные составы твердых карбюризаторов
;	Название 1 карбюризатора	Составляющие	Весовые количества в %	Примечание
1 । Бондюжский	Древесный уголь (бере- зовый) Углекислый барий Углекислый натрий Углекислый кальций Мазут (или патока)	74—78 12—15 1,0—1,5 3-5 4,5—5,0	Поставляется в готовом виде
	Древесный уголь Углекислый натрий	90 10	Приготовляется самими заводами
	Древесный уголь Углекислый барий	90 10	То же
	Торфяной кокс Углекислый натрий	85—90 15—10	То же
Полукоксовый (ГОСТ 5535—50)	Зерна активирован- ного каменноугольного полукокса, покрытые пленкой углекислого бария (общий вес его 10—15%)	—	Поставляется в готовО1М виде
для получения цементированного слоя толщиной 0,1 мм необхо-
дима выдержка 1 час. Практика установила следующие значения
общей продолжительности цементации в ящиках с твердым кар-
бюризатором при температуре 920—930° в зависимости от-требуе-
мой толщины цементированного слоя:
Толщина слоя, мм
0,4—0,7
0,6—0,9
0,8—1,2
1,0—1,4
1,2—1,6
1,4—1,8
1,6—2,0
1,8—2,2
2,0—2,4
Продолжительность,
часы
4—5
5,5—6,5
6,5—10
8—11,5
10—14
11,5—16
14—19
16—22
19—24
Для большинства машиностроительных деталей толщина це-
ментированного слоя принимается в пределах 0,5—2,0 мм.
Контроль глубины цементации производится следующим обра-
зом. В цементационном ящике просверливают 2—3 отверстия,
184
Химико-термическая обработка стали
в которые вставляются образцы диаметром 5—6 мм и длиной
200—300 мм из той же стали, из которой изготовлены и цементи-
руемые детали. Эти образцы называются «свидетелями». Образцы
вставляются в отверстия ящика так, чтобы большая их часть на-
ходилась внутри ящика, и лишь конец выходил наружу. Таким
образом, образец можно легко извлечь из ящика, не раскрывая
его. Когда время, отведенное по расчету на цементацию, истечет,
один из «свидетелей» извлекается из ящика, закаливается в воде
и разламывается ударом молотка. В изломе будет видна крупно-
зернистая структура, окруженная тонким матово-серым ободком
(фиг. 126). Этот ободок и являет-
/	ся Цементированным слоем, и по
г •>	Матобосерыц
о’ 71 \	ободок
C'Z	\
I
—	^7" Крупнозернистый
V / излом
Фиг. 126. Излом цементированного
«свидетелям.
его ширине судят о глубине це-
ментации. Этот способ очень
прост, но, конечно, не очень то-
чен. Для точного определения
толщины цементированного слоя
необходимо изготовить микро-
шлиф. Если глубина цементации,
определенная по излому «свиде-
теля», окажется требуемой, це-
ментацию прекращают, и ящик
вынимают из печи. Если же глубина цементации окажется меньше
требуемой, то цементацию продолжают и через некоторое время
снова определяют глубину цементации по второму «свидетелю».
Некоторые детали должны быть зацементированы не полностью,
а только частично (местная цементация). Для этого те участки де-
талей, которые не должны быть зацементированы, покрываются
специальными защитными обмазками, например смесью, состоя-
щей из огнеупорной глины, песка и асбеста, замешанных на жидком
стекле. Этот способ очень прост, но в настоящее время приме-
няется редко, так как плохо предохраняет защищенные участки
от цементации: обмазка трескается, и в трещины проникают газы,
В настоящее время для защиты от цементации обычно применяется
гальваническое покрытие слоем меди толщиной около 20 мк. Для
повышения защитных свойств медного покрытия рекомендуют
обмазать его жидким стеклом.
Цементация в твердом карбюризаторе весьма несовершенна
и в технологическом, и в производственном отношении. Продолжи-
тельность процесса велика. Помимо деталей, приходится нагре-
вать ящики и карбюризатор, общий вес которых значительно боль-
ше веса деталей. Приготовление карбюризатора и укладка деталей
в ящики — неприятная работа, при которой выделяется много
пыли.
Понятен поэтому интерес к значительно более совершенному
процессу газовой цементации. Газовая цементация
Цементация
185
производится в муфельных печах, в которых создается специаль-
ная атмосфера газа или смеси газов, содержащих углерод. В каче-
стве цементирующего газа применяются: природный газ, светиль-
ный газ, пиролизный газ и другие. Все эти газы содержат окись
углерода и углеводороды, которые при разложении от действия
температуры выделяют на поверхности деталей углерод, например:
С2Н4=2Н2+2С,
СН4=2Н2+С.
Если цементация ведется газами, богатыми углеводородами,
то на стенках печи и на деталях отлагается сажа, тормозящая про-
цесс цементации. Поэтому такие газы подвергают предваритель-
ному неполному сжиганию.
Количество выделяемого на поверхности деталей углерода за-
висит от количества подаваемого в печь газа (от скорости подачи).
При малой скорости подачи газа концентрация углерода в цемен-
тированном слое получается недостаточной, при большой—на по-
верхности деталей откладывается налет сажи. Поэтому во время
нагрева деталей скорость подачи устанавливается малой, в началь-
ный период цементации — максимальной, а в конечный скорость
подачи снова снижают во избежание получения в цементирован-
ном слое сетки карбидов.
Определение скорости подачи газа производится на основании
показания расходомеров и реометров.
Продолжительность самого процесса науглероживания при
газовой цементации лишь немногим меньше продолжительности
процесса науглероживания при цементации в твердом карбюриза-
торе. Общая же продолжительность получается меньше, так
как отпадает время на прогрев ящиков.
Продолжительность газовой цементации может быть резко со-
кращена, если нагрев деталей производить токами высокой
частоты. Такая установка действует на Московском автомо-
бильном заводе имени Лихачева. В герметизированном корпусе 1
вертикально установлен многовитковый цилиндрический индуктор
2 из медной трубки прямоугольного сечения (фиг. 127). Внутри ин-
дуктора помещается стопка деталей 4, отделенная от индуктора
керамическими гильзами 3. Периодически специальный механизм
направляет верхнюю шестерню в отжигательное устройство для
изотермического отжига. Одновременно снизу подается из форка-
меры новая шестерня.
Цементация происходит при температуре 1050° Для получе-
ния цементационного слоя толщиной 0,8—1,0 мм достаточно всего
30—40 мин. Исследование микроструктуры показало, что в ста-
лях марок 18ХГТ и ЗОХГТ, несмотря на столь высокую темпе-
ратуру, значительного роста зерна аустенита не получается; в ста-
лях же 12Х2Н4А и 18ХНВА происходит значительный рост зерен.
186
Химико-термическая обработка стали
После цементации, независимо от того, в каком карбюризаторе
она произведена, детали подвергаются термической обработке.
Она необходима по двум причинам. Во-первых, если сталь, из ко-
торой изготовлены детали, является природно крупнозернистой,
то в результате длительного пребывания ее при высоких темпера-
турах структура ее внут-
реннего слоя становится
крупнозернистой и ее необ- S.
ходимо измельчить. Во-вто- I"
рых, в поверхностном це- I-
850-900
780

150-ПО
1тпуск
выход газа
5S-'
' ЕЕ
ПТ
| Цементирующий
газ
Цементация
Фиг. 127. Схема установки Фиг. 128. Графики термической обработки це-
для газовой цементации с	монтированных деталей,
нагревом токами высокой
частоты.
ментированном слое часто образуется цементитная сетка, и ее
необходимо разрушить. В-третьих, необходимо максимально повы-
сить твердость цементированного слоя.
Поэтому, полный цикл термической обработки после цементации
нормально должен состоять из следующих операций (фиг. 128,а):
1)	нормализация или предварительная закалка с температуры
850—900°; эта температура соответствует температуре А3 исход-
ной стали, содержащей около 0,2% углерода, и той же темпера-
туре стали цементированного слоя (1% углерода);
2)	закалка с температуры, несколько превышающей точку Av
т. е. для углеродистой стали 760—780°; при закалке с такой тем-
пературы поверхностный слой закалится полностью на максималь-
Цементация
187
ную твердость (60—64 /?с), тогда как внутренние слои окажутся
почти не закаленными;
3)	отпуск при температуре 150—170°
В практике многих заводов этот цикл термической обработки
полностью не выполняется: исключается нормализация, т. е. тер-
мическая обработка начинается с закалки. Возможны два варианта
этой упрощенной термической обработки: 1) охладить детали по-
сле цементации ц затем вновь их нагреть под закалку (фиг. 128, б);
2) детали после г(ементации не охлаждать, а произвести закалку
с «цементационного нагрева», т. е. извлечь их из цементационного
ящика или из газовой печи и опустить в закалочный бак (фиг. 128,в).
Преимущества обоих этих вариантов, особенно второго, несом-
ненны: укорачивается цикл термической обработки, значительно
меньшими получаются деформация, окисление и обезуглерожива-
ние стали. Допустимыми эти варианты можно считать в тех слу-
чаях, когда детали настолько малоответственны, что, кроме высо-
кой поверхностной твердости, от них ничего и не требуется: меха-
нические свойства сердцевины не существенны, наличие цементит-
ной сетки опасений не вызывает (некоторые калибры, кулачки),
Допустимыми эти варианты могут быть и в тех случаях, когда де-
тали изготовлены из природно мелкозернистой стали и когда тща-
тельной отработкой режима цементации исключается возможность
образования цементитной сетки. Необходимость нормализации или
первой закалки в этом случае полностью отпадает. Такие условия
созданы на автомобильных заводах с их высокой культурой прак-
тики термической обработки. В большинстве же случаев нормали-
зация или первая закалка — непременная часть термической об-
работки после цементации.
При закалке с цементационного нагрева деталей из легирован-
ных сталей в цементированном слое получается повышенное ко-
личество остаточного аустенита, снижающего твердость слоя. Для
уменьшения количества остаточного аустенита производят закалку
с подстуживанием на воздухе с температуры 750—800° Кроме
того, количество остаточного аустенита может быть уменьшено
обработкой холодом.
Наиболее частыми видами брака при цементации являются:
1)	не соответствующая техническим условиям глубина цемен-
тации;
2)	резкий переход от цементированного слоя к сердцевине;
3)	пониженная твердость;
4)	неравномерная (пятнистая) твердость.
Не соответствующая техническим условиям глубина цемента-
ции получается, главным образом, при неправильно назначен-
ной или неправильно осуществлённой продолжительности цемен-
тации. Недостаточную глубину можно исправить повторной це-
ментацией; чрезмерная глубина неисправима.
188
Химико-термическая обработка стали
Резкий переход от цементированного слоя к сердцевине полу-
чается в результате высокой температуры цементации.
Низкая твердость цементированного слоя получается в ре-
зультате применения слабого или истощенного карбюризатора.
Повторной цементацией этот вид брака может быть устранен.
Неравномерная (пятнистая) твердость получается чаще всего
потому, что детали были плохо очищены перед цементацией, имели
окалину или ржавчину, были покрыты маслом или грязью. Полу-
чается пятнистая твердость и в том случае, если карбюризатор был
плохо утрамбован и отдельные места детали оголились.
58.	АЗОТИРОВАНИЕ
Азотирование состоит в том, что стальные детали насыщаются
с поверхности азотом.
Азотирование производится в муфельных печах — чаще всего
в шахтных. В печь, нагретую до температуры 500—600°, впускает-
ся аммиак, который разлагается по формуле:
2NH3 = 3H2+2N.
Весьма существенно, что в момент разложения образуется
атомарный азот, который только и способен к диффузии в
сталь. Если разложение аммиака произвести вне печи (в диссо-
циаторе) и затем получившийся диссоциированный аммиак впу-
стить в печь, то никакого азотирования не произойдет: содержа-
щийся в диссоциированном аммиаке молекулярный азот
(N2) к диффузии в сталь не способен.
Структура азотированного слоя углеродистых сталей состоит
из твердого раствора азота в феррите (азотистый феррит) и нитри-
дов железа Fe2N и Fe4N (фиг. 129). В структуре азотированного
слоя легированных сталей, помимо нитридов железа, имеются так-
же нитриды легирующих элементов: хрома, молибдена, алюминия.
В поверхностном слое образуются карбонитриды — химические
соединения карбидов с нитридами.
Нитриды легирующих элементов обладают высокой твердостью
(нитриды железа сравнительно меньшей). Этим определяется при-
менение азотирования для повышения твердости и изно-
состойкости. Азотистый феррит, так же как и нитриды,
обладает относительно высокой коррозионной стойкостью. Этим
определяется применение азотирования в качестве защиты от
коррозии.
Детали, подвергаемые азотированию для повышения износо-
стойкости, изготовляются из стали марки 38ХМЮА, легирован-
ной теми элементами (хромом, молибденом, алюминием), нитриды
которых, во-первых, сами обладают высокой твердостью, а во-вто-
рых, сильно повышают твердость азотистого феррита, так как
они образуют весьма дисперсные частицы.
Азотирование
189
Процесс износостойкого азотирования весьма длительный.
Для получения азотированного слоя толщиной 0,1 мм требуется
выдержка при температуре 500—540° около 10 час. Из-за столь
большой длительности процесса толщину азотированного слоя
приходится принимать минимальной: обычно ограничиваются
толщиной 0,5 мм.
Регулирование процесса азотирования производится измене-
нием степени диссоциации аммиака, зависящей, в свою очередь,
от его количества, поступающего в печь. Степень диссоциации пред-
ставляет отношение объема разложившегося аммиака в смеси к
Слой карбонитрибов
-М
Азотистый
сорбит
сильно
траЬяшдйся

Сорбит^
обычный
(ориентированный
по мартенситу)
Фиг. 129. Структура азотированного слоя (схема).хЗОО.
общему объему газовой смеси. Степень диссоциации может изме-
няться в широких пределах (20—65%).
Для ускорения процесса азотирования обычно применяется
ступенчатое азотирование, состоящее из двух этапов: 1) выдержки
при температуре 500—520° в течение 8—12 час. при степени дис-
социации аммиака 18—25%; 2) выдержки при температуре 560—
580° при степени диссоциации аммиака 50—60% Продолжитель-
ность второго этапа зависит от заданной толщины слоя. Скорость
азотирования во втором этапе в 1,5—2 раза больше скорости азо-
тирования в первом этапе. Охлаждение после азотирования произ-
водится медленное до температуры около 200° под током аммиака
со степенью его диссоциации около 20%.
Твердость азотированного слоя получается очень высокой:
1000—1100 по Виккерсу, что соответствует 65—70 по Роквеллу.
Для изоляции мест, не подлежащих азотированию, чаще всего
производится гальваническое лужение. При температуре азоти-
рования олово, правда, расплавляется, но удерживается на поверх-
ности силами поверхностного натяжения. На ряде заводов для
190
Химико-термическая обработка стали
местной защиты от азотирования применяется жидкое стекло, ко-
торым двукратно покрываются подлежащие защите участки де-
тали. После каждого нанесения жидкого стекла производится суш-
ка при температуре 100—120° Так как жидкое стекло в процессе
азотирования несколько растекается по поверхности детали, то
защиту жидким стеклом нельзя применять в тех случаях, когда
должна быть получена точная граница между азотированной и не-
азотированной поверхностями.
Процесс азотирования сложнее, длительнее и дороже, чем це-
ментация. Износостойкому азотированию может подвергаться
только одна стандартная марка легированной стали (38ХМЮА).
Но зато громадными преимуществами азотирования является, во-
первых, то, что оно производится при сравнительно низких тем-
пературах и, во-вторых, то, что после азотирования не требуется
производить закалку. Поэтому деформация азотированных дета-
лей получается значительно меньше, чем цементированных. Кроме
того, азотированная поверхность имеет гораздо более высокую
температурную стойкость, нежели цементированная.
Поэтому азотированию подвергаются детали, от которых тре-
буется одновременно высокая износостойкость и минимальная де-
формация: гильзы цилиндров двигателей внутреннего сгорания,
шпиндели токарных, фрезерных, шлифовальных станков при числе
оборотов шпинделя свыше 2000 в минуту и др.
Азотирование является последней операцией обработки перед
шлифованием. Поэтому до азотирования детали должны быть
полностью обработаны механически и терми-
чески. Термическая обработка необходима для придания стали
высоких механических свойств. Состоит термическая обработка
деталей из стали марки 38ХМЮА из закалки в масле с темпе-
ратуры 940° и высокого отпуска при температуре 600—650°
Антикоррозийному азотированию подвер-
гаются обычно детали из низкоуглеродистых нелегированных ста-
лей. Азотированный слой на этих сталях обладает высокой корро-
зионной стойкостью. Для придания высокой коррозионной стой-
кости в воде или во влажном воздухе достаточна толщина слоя
0,02—0,04 мм. Для получения слоя такой толщины азотирование
ведется при температуре 600—620° в течение 2—4 час. при сте-
пени диссоциации аммиака 40—50%.
Антикоррозийное азотирование во многих случаях может за-
менить никелирование и хромирование: оно дешевле и выполняется
проще.
59.	ЦИАНИРОВАНИЕ
Цианирование состоит в одновременном насыщений
поверхностных слоев стальных деталей углеродом и азо-
том. Это и дало название процессу: химическое соединение угле-
Цианирование
191
рода с азотом называется цианом. Но в структуре цианирс-
ванного слоя стали никакого циана, конечно, нет, и поэтому эти
слои никакой опасности для здоровья не представляют.
Цианирование применяется с той же целью, что и цемента-
ция и азотирование: для придания деталям высокой по-
верхностной твердости и износостойко-
сти.
Значительное преимущество цианирования перед цемента-
цией и в особенности перед азотированием состоит в высокой его
производительности: продолжительность цианирования в несколь-
ко раз меньше, чем продолжительность цементации.
Цианированию подвергаются детали, 'изготовленные преиму-
щественно из низкоуглеродистых цементируемых сталей. Обычно
это детали автомобилей (болты ограничителя, шестерни масляного
насоса, червяки привода, валики переключателя, фиксаторы, муф-
ты, тормозные кулачки, муфты синхронизатора, шестерни коробки
скоростей и др.), мотоциклетов (шестерни, валики, пальцы и др.),
сельскохозяйственных машин (шестерни самоходного комбайна)
и т. п.
После цианирования, как и после цементации, производит-
ся термическая обработка.
Существует два технологических варианта цианирования:
жидкостное и газовое.
Процесс жидкостного цианирования состоит
в том, что цианируемые детали погружают в ванну с расплавлен-
ными цианистыми солями, выдерживают там в течение некоторого
времени, а затем непосредственно из ванны закаливают обычно
в масле.
Составы цианистых ванн весьма разнообразны. Основная
(активная) часть любой цианистой ванны — какая-либо ци-
анистая соль, чаще всего цианистый натрий NaCN, иногда цианид
кальция Ca(CN)2, желтая кровяная соль и другие. Содержание
Цианистого натрия составляет чаще всего 20—25%, но есть ван-
ны, в которых содержание его значительно ниже (5—7%) или,
наоборот, гораздо выше (до 60—70%). Остальная часть цианис-
той ванны состоит из различных нейтральных солей: сода Na2CO3,
поваренная соль NaCl и другие.
Сущность химических реакций, происходящих в цианистой
ванне, сводится к тому, что сначала цианистый натрий окисляется
Кислородом растворенного в ванне воздуха, а затем получившееся
соединение NaCNO диссоциирует с образованием активного а т о-
М а р н о го азота и окиси углерода, которая, в
свою очередь, диссоциирует на двуокись углерода и углерод. Тем-
пература цианирования обычно 820—870°; для глубокого цианиро-
вания (на глубину до 1,5—2,0 мм) температуру ванны повышают
До 900—940°.
192
Xимико-термическая обработка стали
Продолжительность цианирования при температуре 820—840°
зависит от требуемой толщины цианированного слоя:
Глубина цианиро-
вания, мм
0,1
0,15
0,20
0,25
0,30
0,40
Пр одолжительность.
минуты
10
20
40
60
90
180
Обычно толщину цианированного слоя принимают равной
0,1—0,3 мм.
Цианистые соли очень ядовиты. Поэтому при работе с циани-
стыми ваннами следует строго соблюдать правила техники без-
опасности:
1)	цианистые ванны должны иметь защитные кожухи и сильную
вытяжную вентиляцию;
2)	взвешивать цианистые соли, добавлять их в цианистую ван-
ну, загружать в ванну детали, вынимать их из ванны и закаливать
следует непременно в резиновых перчатках;
3)	загружаемые детали, клещи, подвески должны быть совер-
шенно сухими во избежание разбрызгивания;
4)	не есть и не курить в помещении, где производится циани-
рование;
5)	после окончания работы, а также перед началом обеден-
ного перерыва тщательно вымыть руки с мылом;
6)	не выносить спецодежду из помещения, где производится
цианирование;
7)	при работе с цианистыми ваннами нельзя пользоваться кле-
щами и приспособлениями, которыми пользуются при работе на
других печах, особенно селитряных, так как при попадании се-
литры в цианистую ванну или, наоборот, цианистых солей в се-
литряную ванну происходит взрыв;
8)	цианированные детали после закалки должны быть обяза-
тельно нейтрализованы и тщательно промыты. Нейтрализация
необходима для обезвреживания цианистых солей, которые могут
остаться на деталях. Нейтрализацию осуществляют в баках, в ко-
торые налит раствор (3—5%) железного купороса. Время нейтра-
лизации 5—10 мин. После нейтрализации детали промывают в го-
рячей воде (60—80°) в течение 5 мин.
Газовое цианирование внешне очень напоминает
газовую цементацию. Оно производится в тех же печах, в который
производится газовая цементация. При газовом цианирование
употребляют смесь аммиака и какого-либо цементирующего газа,
например пиролизного, так что по существу газовое цианирование
Диффузионная металлизация
193
представляет собой два одновременно протекающих процесса: г а-
з о в о й цементации и азотирования. Именно
поэтому газовое цианирование иногда называют нитроцемен-
тацией (нитро — сокращенное латинское название азота).
Смесь для газового цианирования составляется из 70—80% (по
объему) цементирующего газа и 30—20% аммиака. Это соотно-
шение устанавливается и поддерживается в продолжение процесса
на основании показаний реометров.’При превышении количества
аммиака в газовой смеси свыше 30% цианированный слой полу-
чается хрупким. Температура газового цианирования равна 820—
850°. Продолжительность выдержки при температуре цианирова-
ния ориентировочно принимается из расчета: для получения тол-
щины слоя 0,1 мм необходима выдержка около 1 часа. Таким об-
разом, скорость газового цианирования меньше скорости жид-
костного цианирования в 3—6 раз.
Газовое цианирование имеет перед жидкостным преимущество
прежде всего в том, что оно значительно безопаснее: у рабочего
нет непосредственного соприкосновения с ядовитыми веществами.
В отличие от жидкостного цианирования, процесс газового цианиро-
вания легко поддается автоматизации. Газовое цианирование го-
раздо лучше подходит для массового и крупносерийного произ-
водства, когда требуется обрабатывать по одному режиму большие
партии одинаковых деталей, изготовленных из одной и той же мар-
ки стали и цианируемых на одну и ту же глубину. Зато жидкост-
ное цианирование значительно более маневренно: в цианистой ван-
не можно одновременно обрабатывать различные детали, изготов-
ленные из разных сталей и цианируемые на различную глубину.
Поэтому жидкостное цианирование наиболее удобно для индиви-
дуального производства.
Твердость цианированного слоя после закалки равна 62—65
единицам по Роквеллу.
60.	ДИФФУЗИОННАЯ МЕТАЛЛИЗАЦИЯ
Помимо рассмотренных процессов химико-термической обра-
ботки — цементации, азотирования и цианирования, существуют
и применяются в промышленности способы насыщения поверхности
стальных деталей различными металлами (алюминием, хромом)
и металлоидами (кремнием). Все такие способы объединяются под
названием диффузионной металлизации.
Алитирование. Алитирование, т. е. насыщение по -
верхностного слоя стальных деталей алюминием, применяется для
повышения их окалиностойкост и. Алитированию под-
вергаются детали, работающие при высоких температурах: ко-
лосники, тигли, муфели, цементационные ящики, части газоге-
нераторов, экономайзерные трубы. Нашло себе применение алити-
13 Б. II. Захаров
194
Химико-термическая обработка стали
рование для повышения стойкости лопаток газовых турбин против
износа их частицами золы и несгоревшего топлива.
Из нескольких разработанных способов алитирования нашло
себе применение в промышленности алитирование в по-
рошкообразных смесях. Производится такое алити-
рование следующим образом. Подлежащие алитированию стальные
детали закладываются в ящики и пересыпаются алитирующей
смесью, состоящей из: 1) порошка алюминия 49% (по весу); 2) по-
рошка окиси алюминия или мелко истолченного шамота, или обож-
женной огнеупорной глины 49%; 3) хлористого аммония NH4C1 2%.
Эти вещества тщательно между собой перемешиваются. Ящики
загружаются в печь, нагреваются до температуры 950—1050°
и выдерживаются при этой температуре в течение 3—15 час. в за-
висимости от требуемой глубины алитирования, которая обычно
составляет 0,3—0,5 мм.
Хлористый аммоний при нагреве диссоциирует на аммиак и
хлористый водород. Эти газы вытесняют из ящика воздух, а хло-
ристый водород, кроме того, вступая в реакцию с алюминием, об-
разует газообразный хлористый алюминий А1С13. На поверхности
стальных деталей происходит такая обменная реакция:
Fe+AlCl3=FeCl3+Al.
Выделившийся на поверхности алюминий и диффундирует в
сталь.
Балласт (окись алюминия, шамот или глина) необходим для
того, чтобы не получилось сплавления порошка алюминия в сплош-
ную жидкую массу: отдельные частички алюминия расплавляются
и обволакивают частички балласта, так что пористость смеси не
нарушается.
После алитирования производится диффузионный отжиг при
температуре 900—1050° с выдержкой в течение 4—5 час. Такая
термическая обработка необходима для того, чтобы несколько сни-
зить содержание алюминия в самом наружном слое и тем самым
уменьшить его хрупкость. При отжиге увеличивается (на 20—30%)
толщина алитированного слоя.
Содержание алюминия в алитированном слое достигает 40—50%.
Структура слоя (фиг. 130) состоит из зерен химического сое-
динения Fe2Al5 (самый наружный слой), зерен твердого раствора
алюминия в альфа-железе, пронизанных иглами того же химиче-
ского соединения (следующий слой) и зерен твердого раствора без
игл химического соединения. При отжиге наружный слой, состоя-
щий из одних зерен химического соединения Fe2Al5 полностью ис-
чезает из структуры или становится значительно тоньше.
Алитированные детали выдерживают1 без какого-либо окисле-
ния температуру до 900°. При более высоких температурах окисле-
ние происходит, но крайне незначительно. Высокая окалиностой-
Диффузионная металлизация
195
кость алитированных образцов по сравнению с неалитироваиными
хорошо иллюстрируется фиг. 131.
Хромирование. При хромировании используются замеча-
тельные свойства хрома: высокая коррозионная стойкость, кисло-
тостойкость, высокая твердость и износостойкость. В машинострое-
нии нашел себе широкое применение способ гальванического осаж-
дения на поверхности стальных деталей слоя хрома. Гальва-
ническое хромирование применяется, главным об-
разом, как защитно-декоративное, придающее стальным деталям
красивый внешний вид и предохраняющее их от коррозии. Но сцеп-
ление слоя хрома, нанесенного гальваническим способом, со сталь-
ной основой не настолько прочно, чтобы можно было использовать
Фиг. 130. Структура алити-
рованного слоя (схема). х 300.
Продолжительность
испытания, час
Фиг. 131. Окалиностойкость
алитированной и неалитиро-
ванной стали 10 при темпе-
ратуре 1000° (А. Н. Минке-
вич).
гальванические покрытия хрома в более тяжелых условиях. По-
этому весьма заманчивым представляется использовать возмож-
ность диффузии хрома в сталь.
Один из способов диффузионного хромирова-
ния состоит в том, что стальные детали укладываются в ящики
и пересыпаются специальным порошком, в состав которого вхо-
дят 60% хрома или низкоуглеродистого феррохрома, 37% глино-
зема или огнеупорной глины и 3% нашатыря (хлористого аммо-
ния). Ящики помещаются в печь, нагреваются до температуры
950—1050° и выдерживаются при этой температуре в течение 8—
15 час. За это время хром проникает в сталь на глубину 0,05—
0,15 мм,
В ящике при температуре хромирования происходят реакции,
сходные с теми, которые происходят и при алитировании: сначала
образуется газообразный хлористый хром CrCh, который на
поверхности стальных деталей вступает в реакцию с железом:
CrCl2+Fe=FeCl24-Cr.
13*
196
Химико-термическая обработка стали
Продолжительность
испытания, час
Фиг. 132. Стойкость про-
тив 25% -ного раствора
азотной кислоты хроми-
рованной и нехромирован-
ной стали 10 (А. Н. Мин-
кевич и Г. А. Файвиле-
вич).
Выделившийся на поверхности хром диффундирует в сталь.
Разработаны способы газового хромирования.
Сущность их в том, что смесь водорода и паров соляной кислоты
пропускается через нагретую до температуры 1000° печь, где
находится хром или феррохром. В результате реакции между этими
веществами получаются газообразные хлориды хрома, которые
вступают с железом в реакцию, уравнение которой написано вы-
ше. Газовое хромирование, как вообще процессы газовой химико-
термической обработки, протекает интен-
сивнее.
Хромированный слой содержит большое
количество хрома: около 25% в низкоугле-
родистых сталях, до 60—70% в высоко-
углеродистых. Структура слоя состоит соот-
ветственно из зерен твердого раствора хро-
ма в альфа-железе или из зерен сложного
карбида (Cr,Fe)7C3. Твердость хромирован-
ного слоя на поверхности высокоуглеро-
дистых сталей достигает 1350 по Виккерсу.
Хромированные детали из низкоуглеро-
дистой стали подвергаются термической
обработке в том случае, если необходимо
повысить механические свойства внутрен-
них слоев деталей. Хромированные инстру-
менты подвергаются обязательной терми-
ческой обработке (закалке и низкотемпера-
турному отпуску) для повышения прочности
и твердости внутренних слоев, иначе при
работе инструмента может произойти смя-
тие тонкого хромированного слоя. Твердость хромированного слоя
при термической обработке не изменяется.
Исключительно высокая стойкость хромированных
слоев в растворах азотной кислоты подтверждается
фиг. 132. Стойкость хромированных слоев в растворах соляной и
серной кислот относительно высокая, но далеко не такая порази-
тельная, как в растворах азотной кислоты. Исходя из этого, хро-
мированию подвергаются различные детали кислотоупорной ап-
паратуры и трубы вместо изготовления их из нержавеющей и ки-
слотостойкой стали.
В отношении окалиностойкости хромированные слои уступают
алитированным. Поэтому применять хромирование для повышения
окалиностойкости смысла не имеет.
Высокая твердость и износостойкость
'хромированного слоя используется для повышения
стойкости штампов, калибров и режущих инструментов. Бархат-
ными хромированными напильниками можно обрабатывать даже
Диффузионная металлизация
197
закаленные детали с твердостью 60—62 по Роквеллу. Стойкость
хромированных сверл, изготовленных из стали марки У12, как
показали опыты, проведенные на одном заводе, увеличилась в
1,5 раза.
Силицирование. Помимо хромирования, повыше*
ние кислотостойкости может быть достигнуто силицирова-
нием, т. е. насыщением поверхностного слоя стальных или чу-
гунных деталей кремнием.
Хотя существуют способы силицирования в порошкооб-
разных смесях, наибольшее распространение получило
газовое силицирование. Сущность его состоит в том,
что через печь, нагретую до температуры 950—1050°, пропускают
хлор.
Хлор взаимодействует с карбидом кремния или ферросили-
цием, заложенными вместе с деталями в печь. В результате взаимо-
действия получается газообразный хлористый кремний SiCl4,
который вступает на поверхности стальных деталей в обменную
реакцию с железом:
4Fe+3SiCl4=4FeCl3+3Si.
• Выделяющийся кремний диффундирует в сталь. При указан-
ных выше температурах за 2—4 часа получается силицированный
слой толщиной 0,5—1,0 мм. Содержание кремния в самом наруж-
ном слое достигает 14%. Структура силицированного слоя состоит
из кремнистого феррита.
Силицирование чрезвычайно сильно повышает стойкость стали
по отношению к морской воде, к азотной, соляной и серной кис-
лоте. По данным, приводимым А. Н. Минкевичем, при испытании
силицированного стального образца в 10-процеитном кипящем
растворе серной кислоты потеря веса за 10 дней испытания соста-
вила всего около 5%, тогда как образец из кислотостойкой стали
марки 1Х18Н9 растворился полностью (100%) за 30 час.
К числу процессов диффузионной металлизации относятся так-
же: 1) борирование — насыщение бором, повышающее
твердость поверхностного слоя до 1300—1400 по Виккерсу
и придающее ему повышенную кислотсстойкость; 2) б е р и л л и-
з а ци я — насыщейие бериллием, придающее чрезвычайно высо-
кую твердость поверхностному слою и высокую окалиност ойкость,
близкую к окалиностойкости алитированного слоя; 3) мол и б-
денирование, вольфрам ирование, ванади*
рование — насыщение соответственно молибденом, вольфра-
мом и ванадием,— несколько повышающие кислотостойкость стали.
Перечисленные виды химико-термической обработки еще нахо-
дятся в стадии лабораторных испытаний и пока не нашли приме-
нения в промышленности.

Отделочные операции технологического процесса
ЛИТЕРАТУРА
1.	А. Н. Минке вич, Химико-термическая обработка стали, Маш-
гиз, 1950.
2.	Статьи И. Е. Конторовича, А. Н. Минкевича и А. Т. Калинина,
Т. Чирикова по цементации, азотированию и цианированию в сборнике [15].
3.	С. Ф. Юрьев, Деформация стали при химико-термической обработке,
Машгиз, 1950.
4.	В. И. Просвирин, А. И. Федосов и КХ С. М я к и ш е в, Алитиро-
вание лопаток газовых турбин из аустенитных сталей, «Металловедение и обра-
ботка металлов» № 4, 1956.
5.	Г. Н. Дубинин и Б. В. Гальченко, Повышение износостойкости
высадочных матриц методом газового хромирования, «Станки и инструмент»
№ 8, 1955.
6.	П. А. Ланкин, А. Д. Ассонов и К. 3. Шепеляковский, Га-
зовая цементация при нагреве токами высокой частоты, Институт технико-
экономической информации, № И-56—27, 1956.	<
7.	А. Д. Ассонов, К. 3. Шепеляковский и П. А. Ланкин, Меха-
нические свойства стали, подвергнутой скоростной цементации при нагреве
т. в. ч., «Металловедение и обработка металлов» № 2, 1957.
8.	Г. М. Ш у в а л, И. С. Л у п а к о в и И. А. Фельдман, Высокотемпера-
турная газовая цементация сталей, «Металловедение и обработка метал-
лов» № 6, 1956.
ГЛАВА XI
ОТДЕЛОЧНЫЕ ОПЕРАЦИИ ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО
ПРОЦЕССА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
61.	ОЧИСТКА ОТ ОКАЛИНЫ
Нагрев, если он производится не в защитной атмосфере, всегда
сопровождается окислением металла, и на поверхности стали об»
разуется окалина. Удаление окалины обязательно в том случае,
если прокат, заготовки и детали не будут подвергаться механиче-
ской обработке и если в то же время поверхность их должна быть
совершенно чистой. Это относится к лентам, проволоке, тонким
листам и листовым заготовкам, которые подлежат холодной штам-
повке, пружинам, отжигавшимся сварным конструкциям и т. д.
Оставшаяся на прутках и проволоке окалина вызывает сильный
изнсс волочильного инструмента. Окалина на листах и листовых
заготовках точно так же крайне отрицательно сказывается на стой-
кости штампов. Окалина f на деталях и сварных конструкциях,
подвергающихся покрытиям (металлическим или лакокрасочным),
не допустима потому, что на нее не удается нанести металлические
покрытия, а лакокрасочные хотя и удается нанести, но держатся
они непрочно и отслаиваются вместе с окалиной. Удаление ока-
лины желательно и с тех заготовок и деталей, которые подверга-
ются дальнейшей механической обработке. Окалина, правда, сни-
мается при механической обработке, но удаление ее режущими ин-
Очистка от окалины
199
струментами вызывает их повышенный износ и приводит к прежде-
временному выходу их из строя.
Таким образом, удаление окалины в одних случаях совершен-
но необходимо, в остальных случаях желательно.
Удаление окалины может быть произведено двумя основными
способами: Отравлением и 2) пескоструйной,
дробеструйной или дробеметной очисткой. Вы-
бор способа очистки технологически произволен и определяется,
главным образом, трудоемкостью процессов. Трудоемкость трав-
ления значительно меньше трудоемкости остальных способов.
Поэтому на металлургических заводах весь прокат, подлежа-
щий очистке (прутки, проволока, трубы, листы), подвергают
травлению,
Травление обычно производится в 8—12-процентном
растворе серной кислоты в воде. Можно применять для травления
и 20-процентный раствор соляной кислоты, хотя травление в со-
ляной кислоте и дороже.
Удаление окалины травлением происходит в результате двух
процессов: 1) непосредственного ее растворения в кислоте:
FeO + H2S04=FeS04+H20.
и 2) .механического отслаивания окалины, под действием выделяю-
щегося под ней водорода, который образуется при взаимодействии
стали с серной кислотой:
Fe+H2SO4=FeSO4+H2.
Во избежание сильного растравливания стали в травильную
ванну добавляют так называемые «присадки» — обычно вещества
органического происхождения: препарат из молочной сыворотки,
из конопляных жмыхов, отходов сахарного производства,’из про-
дуктов переработки нефти и другие. Действие их основано на том,
что они образуют на поверхности стали защитную адсорбционную
пленку. Травление ведется при температуре 40—50° Для этого
ванну нагревают, впуская в нее пар. По мере истощения ванны
(уменьшения в ней серной кислоты) температуру повышают до
70—80° Концентрация кислоты при этом не должна уменьшаться
ниже 3—4%.
При травлении может происходить поглощение сталью водоро-
да. Это очень неприятное явление, так как сильно снижает пластич-
ность стали. Называется это явление травильной хрупкостью.
Устранение травильной хрупкости достигается либо специальным
нагревом до температуры 120—150° в течение Н/г—3 часов, либо
просто вылеживанием при комнатной температуре в течение не ме-
нее 2 суток.
200
Отделочные операции технологического процесса
Извлеченные из травильной ванны прокат, заготовки и детали
промываются в проточной холодной воде в течение нескольких ми-
нут, затем нейтрализуются в течение 5—10 мин. от остатков ки-
слоты в слабом растворе какой-нибудь щелочи, например, извест-
ковой воде или х/2 процентном растворе едкого натра NaOH, и,
наконец, промываются в горячей воде (60—70°), чтобы они могли
быстро высохнуть.
Пескоструйная очистка состоит в том, что на
поверхность очищаемых деталей направляется струя сжатого воз-
духа, несущая в себе зерна сухого кварцевого песка. Зерна песка
должны быть размером 1—2 мм. Пескоструйная очистка наруж-
ных поверхностей получается вполне удовлетворительной, внут-
ренних — несколько хуже.
Большим и неустранимым недостатком пескоструйной очистки
является обильное выделение мельчайшей кварцевой пыли, очень
тяжело влияющей на здоровье рабочих. Попадание большого ко-
личества пыли в легкие вызывает особое заболевание—силикоз.
Поэтому пескоструйную очистку производят в специальных по-
мещениях — пескоструйных камерах, оснащенных сильной вы*
тяжной вентиляцией. Рабочие, производящие пескоструйную очи-
стку,— пескоструйщики надевают во время работы на голову спе-
циальный шлем-скафандр, поглощающий пыль.
Но все эти меры полностью все-таки не достигают цели. По-
этому в настоящее время от пескоструйной очистки отказываются
и заменяют ее более совершенной в санитарно-гигиеническом от-
ношении дробеструйной очисткой. Для дробеструй-
ной очистки применяют мелкую чугунную дробь (часто ее назы-
вают «стальным песком»), состоящую из дробинок белого чугуна
размером 0,5—2 мм. Для дробеструйной очистки применяют те
же установки, что и для пескоструйной очистки. При дробеструй-
ной очистке выделяется несравненно меньше пыли. Еще более со-
вершенна дробеметная очистка. При дробеметной
очистке движение струе чугунной дроби придает быстро вращаю-
щееся колесо с несколькими лопатками, которые подхватывают
дробь и с большой центробежной силой выбрасывают ее через ще-
ли кожуха. Струя дроби, падающая с большой силой на поверх-
ность стальных деталей, не только сбивает с них окалину, но про-
изводит наклеп поверхности. Этот сопутствующий дробеструйной
и дробеметной очистке процесс в некоторых случаях становится
самоцелью. Дело в том, что поверхностный наклеп создает в по-
верхностных слоях сжимающие напряжения, которые, как мы зна-
ем, благоприятно сказываются на повышении усталостной проч-
ности деталей. Поэтому дробеструйная и дробеметная обработка
применяются не только для очистки от окалины, но и как один из
способов поверхностного упрочнения.
Очистка от солей и масла
201
62.	ОЧИСТКА ОТ СОЛЕИ И МАСЛА
При нагреве деталей и инструментов в соляных (в том числе
и селитряных) ваннах к ним пристает соль. При закалке в воде не
вся соль растворяется, часть ее остается на поверхности, особен-
но в углах, между зубцами и т. д. При закалке в масле приставшая
соль полностью остается. Для удаления остатков солей в таких
случаях производится простая «выварка» деталей и инструментов
в кипящей воде.
В очистке от масла нуждаются те детали и инструменты, которые
проходили отпуск в масляных ваннах. Очистке от масла должны
подвергаться и те детали и инструменты, которые закаливались
Фиг. 133. Моечная машина.
в масле. Иногда считают излишним производить очистку от масла:
при отпуске, мол, масло обгорит. Это неправильное мнение. Масло
при отпуске действительно сгорает, но если отпуск производится
не в пламенных, а в электрических печах, то при этом в цехе по-
лучается такое огромное количество удушливого дыма, что ника-
кая вентиляция не помогает. Кроме того, сажа, оседающая на
электрических нагревателях; способствует более быстрому выходу
их из строя: вспомним, что углерод в сталях и сплавах высокого
омического сопротивления является вредным элементом.
Очистка деталей и инструментов от масла производится про-
мывкой их в нагретом до температуры 80—90° водном 10-про-
центном растворе кальцинированной' соды Na2CO3 или в 3-про-
центном растворе каустической соды—едком натре NaOH. Часто
совмещают очистку от солей с очисткой от масла в одну опера-
цию — выварку в кипящем содовом растворе.
При большом объеме производства операцию очистки от масла
механизируют, применяя для этой цели специальные моечные ма-
шины (фиг. 133), в которых детали медленно движутся по кон-
вейерной ленте 1 и обливаются горячим содовым раствором из
брызгальных трубок 2.
202
Контроль термической обработки
63.	ПРАВКА
Детали и инструменты, покоробленные при термической обра-
ботке, можно в отдельных случаях подвергать рихтовке или прав-
ке. Для этого плоские детали и инструменты укладываются на
совершенно ровную плиту и по ним в разных местах наносят лег-
кие удары медными молотками (стальные молотки оставляют на
поверхности вмятины). Длинные (стержневые) инструменты
укладываются для рихтовки на две опоры и по ним также нано-
сят легкие удары.
Рихтовка инструментов — операция, требующая большого ис-
кусства и к тому же далеко не всегда обеспечивающая удовлетвори-
тельные результаты. Почти неизбежна поломка части рихтуемых
инструментов при правке. Это еще раз доказывает необходимость
принимать все меры к тому, чтобы коробление деталей и инстру-
ментов при их термической обработке было полностью исключено
или, по крайней мере, сведено до минимума.
Правка проката и крупных деталей из конструкционных ста-
лей осуществляется много проще: для этого существуют много-
валковые правильные машины и гидравлические правильные прессы.
ЛИТЕРАТУРА
К. Н. Соколов, Оборудование термических цехов, Вспомогательное
оборудование и процессы охлаждения, Машгиз, 1952.
ГЛАВА XII
КОНТРОЛЬ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
64.	ОРГАНИЗАЦИЯ КОНТРОЛЯ
Термическая обработка — сложный технологический процесс,
а требования, предъявляемые к термически обработанным деталям
и инструментам в большинстве случаев бывают очень высокими,
а в некоторых случаях и весьма жесткими. Даже небольшие отступ-
ления от установленного технологического процесса, не говоря
уже о более значительных, приводят к тому, что детали и инстру-
менты не соответствуют техническим требованиям, оказываются
негодными и идут в брак.
Детали и инструменты иногда оказываются негодными просто
потому, что они изготовлены не из той марки стали, из которой
они должны быть изготовлены по чертежу, а иной раз потому, что
исходная сталь хотя и соответствовала по химическому составу
требуемой марке, но структура ее была неудовлетворительной.
Примеры этому приводились неоднократно на предыдущих стра-
Контроль исходной стали
203
ницах. Таким образом, необходим контроль исходной
стали.
Второй источник брака — это несоблюдение установленного
технологического процесса. Примеры этому также приводились
во многих местах книги. Превышение температуры закалки приво-
дит, к перегреву, низкая температура закалки или высокая темпе-
ратура отпуска — к снижению твердости. Неправильное соотно-
шение газов при азотировании может привести к хрупкости азо-
тированного слоя. Чтобы этого не происходило, несбходим кон-
троль соблюдения установленного техно-
логического процесса.
Таким образом, намечаются следующие объекты контроля:
1)	контроль исходной стали;
2)	контроль соблюдения технологического процесса;
3)	контроль готовой продукции: термически обработанных де-
талей и инструментов.
Кто выполняет контроль? Прежде всего, конечно, сами терми-
сты: рабочие, мастера и технологи. Они сами должны тщательно
проверять свою работу: следить за показаниями приборов—тер-
мопар, реометров, часов; первыми производить осмотр деталей
после закалки и определять твердость. Никакая осмысленная ра-
бота немыслима без самоконтроля. Но самоконтроль не может
быть всегда полностью объективным. Поэтому на заводах сущест-
вуют специальные отделы технического контр о-
л я, на обязанности которых лежит производить контроль исход-
ных. материалов, соблюдения установленного , технологического
процесса и контроль готовой продукции.
Контроль готовой продукции, осуществляемый контролерами—
работниками отдела технического контроля, отличается от конт-
роля, выполняемого любыми другими отделами завода, тем, что
он является решающим: продукция, принятая отделом техни-
ческого -контроля, считается годной, не принятая — подле-
жит, в зависимости от степени несоответствия техническим усло-
виям, переработке или забракованию. Решения отдела техниче-
ского контроля по вопросу о годности или негодности готовой про-
дукции окончательны и отменены быть не могут. Работники отдела
технического контроля наравне с работниками производства несут
ответственность за качество продукции.
65.	КОНТРОЛЬ ИСХОДНОЙ СТАЛИ
Сталь, из которой изготовляются детали и инструменты, должна
быть принята на основании результатов исследования:
1)	ее химического состава;
2)	микроструктуры;
3)	величины аустенитного зерна;
4)	прокаливаемости.
204
Контроль тёрмической обработки
Контролю химического состава подвергается любая, сталь;
контролю по микроструктуре — только некоторые качественные
и высококачественные стали, исходная структура которых может
оказать значительное влияние на качество термической обработки.
Это стали, предназначенные для холодной штамповки, инструмен-
тальные стали, шарикоподшипниковая сталь и некоторые другие.
Контроль химического состава и микроструктуры стали про-
изводится на металлургических заводах, выпускающих сталь.
Результаты этого контроля указываются в сертификатах — спе-
циальных документах, составляемых на каждую партию стали!
и подтверждающих ее соответствие техническим требованиям стан-
дарта. При наличии сертификата и при условии правильного хра-
нения стали нет необходимости в повторном ее контроле на машино-
строительных заводах. Чтобы не было смешивания на складах ста-
лей разных марок, каждая марка стали хранится отдельно от дру-
гих — в отдельном штабеле или в отдельной ячейке стеллажа.
К одному из прутков партии стали или к одной из труб, или к од'
ному из бунтов проволоки привешивается бирка, на которой пи-
шется марка стали и номер сертификата. Принадлежность стопы
листов к определенной марке обычно обозначается надписью на
верхнем листе стопы, набиваемой металлическими клеймами или
наносимой несмываемой краской. В крайнем случае можно надпи-
сать марку просто мелом, но нельзя оставлять сталь вообще без
маркировочной надписи и полагаться только на память.
Во избежание смешения сталей различных марок производится
цветная маркировка: торцы или концы прутков окрашиваются
в определенные цвета — для каждой марки особые. Но так как
даже при самой лучшей организации хранения все-таки воз-
можны случаи смешивания сталей разных марок, то необходи-
мо до изготовления ответственных деталей и инструментов произ-
вести ее химический анализ. При таком проверочном
химическом анализе нет необходимости определять все -элементы
и все примеси: требуется установить только содержание углерода
и тех легирующих элементов, которыми определяется марка стали.
Поэтому такой проверочный контроль химического состава до-
пускается производить спектральным методом при помощи стило-
скопа или даже по искре. Определению марки стали по искре дол-
жен научиться каждый термист.
При контроле исходной стали по микро-
структуре определяется:
1)	в конструкционных сталях величина действительного зерна;
2)	в инструментальных сталях характер перлита: пластинча-
тый или зернистый;
3)	наличие и характер неметаллических включений;
4)	наличие полосчатости, строчки, карбидной неоднородности;
5)	толщина обезуглероженного слоя.
Контроль исходной стали
205
Действующие стандарты на сортовой прокат из конструкци-
онных углеродистых сталей (ГОСТ 380—57, ГОСТ 1050—57) не
предъявляют каких-либо специальных требований к структуре
стали. Что касается тонколистовой конструкционной качественной
стали, подвергающейся глубокой вытяжке, то ГОСТ 914—56 предъ-
являет к ее структуре особые требования: в отношении величины
зерна, полосчатости и выделений структурно свободного цемен-
тита. Оценка этих особенностей структуры производится по со-
ответствующим многобалльным шкалам (шкалы приложены к ГОСТ
5640—51 на методику определения микроструктуры тонколистовой
качественной стали). Для различных марок сталей и в зависи-
мости от требуемой степени штампуемости установлены допусти-
мые баллы.
К структуре проката из инструментальных углеродистых ста,-
лей ГОСТ 1435—54 предъявляет особые требования в отношений
строения перлита и наличия цементитной сетки. Пластинчатый пере-
лит считается недопустимым. Указанный стандарт устанавливает
нормальной исходной структурой инструментальных сталей зер’н
нистый перлит. ТОСТ 1435—54 устанавливает приемку проката и?
инструментальных сталей также и по наличию в структуре цемен-
титной сетки.
Определение наличия и характера неметаллических включе-
ний, полосчатости, строчки, карбидной неоднородности произвог
дится на продольных шлифах; определение толщины обезуглеро-
женного слоя — на поперечных. Исследование остальных особен-
ностей структуры (величина зерна, характер перлита) может про-
изводиться и на продольных, и на поперечных шлифах. Опреде-
ление количества и характера неметаллических включений произ-
водится обычно на нетравленых шлифах. Методика определения
толщины обезуглероженного слоя рассмотрена в главе V.
Оценка остальных особенностей структуры сталей производите^
либо описанием структуры, либо приложением к протоколу испы-
тания микрофотографии, либо же —и это самое лучшее и наиболее
объективное — указанием балла структуры по имеющимся эталон-
ным шкалам микроструктур. На многих заводах составлены свои
заводские шкалы микроструктур. Существует несколько шкал,
установленных стандартами. В табл. 21 перечислены стандартные
шкалы с указанием их применимости.
Контролю по величине аустенитного зерна исходная
сталь подвергается в настоящее время только в чисто исследователь-
ских целях. Ни один действующий стандарт на сталь не устанавливает
норм по величине аустенитного зерна. Это — задача будущего.
хЧетодика определения аустенитного зерна описана в главе II.
Контролю по прокаливаемости в обязательном по-
рядке должна подвергаться только инструментальная углероди-
стая сталь по ГОСТ 1435—54 (см. фиг. 42). Остальные действующие
206
Контроль термической обработки
Таблица 2$
Стандартные шкалы микроструктур
Группы сталей	Номер •гост	Особенности микрострук- туры, для которой состав- лена шкала	Количество баллов
Стали перлитного класса, кроме нержа- веющих и жаропрочных	5639—51	Величина зерна	1-8
Стали всех классов	1778—42	Неметаллические вклю- чения: оксиды сульфиды и силикаты карбиды	1—5 1—5 1—5
Низкоуглеродистые листовые стали (до 0,4%) для холодной штамповки	5640—51	Строение перлита Структурно-своб одн ый цементит (в сталях до 0,15% С) Полосчатость для ста- лей с содержанием угле- рода до 0,15% 0,16—0,40%	1—5 0-6 1—5 1—5
Инструментальные углеродистые стали	1435—54	Строение перлита Цементитная сетка	1—10 1—5
j Шарикоподшипнико- вые стали	801—47	Строение перлита Карбидная сетка Неметаллические вклю- чения: сульфиды оксиды Карбидная неоднород- ность Карбидная полосчатость	1—6 1—4 1—4 1—4 1—4
Быстрорежущие стали	5952—52	Карбидная неодно- родность	1—10
в настоящее время стандарты на сталь норм на прокаливаемость
не устанавливают. Это существенный недостаток действующих
стандартов, поскольку величина прокаливаемости — очень важ-
ная характеристика стали. Методика испытания на прокаливае-
мость описана в главе III.
66.	КОНТРОЛЬ ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО ПРОЦЕССА
Важнейшим элементом любого технологического процесса тер-
мической обработки является температура. Поэтому контролю тем-
пературы нужно придавать самое большое значение. Кроме тем-
пературы, контролю подлежат: время нагрева и
время выдержки, а в процессах газовой химико-терми-
ческой обработки еще и состав газовой среды.
Контроль технологического процесса
207
Контроль температуры. Контроль температуры
производится в основном на'основании показаний пирометров:
1) термоэлектрических—термопар и 2) радиационных.
Термопары — наиболее универсальный прибор для измерения
температур. Ими можно измерять температуры в широком интер-
вале: от комнатных до весьма высоких. Термопарами можно изме-
рять температуру как в печах, так и в соляных ваннах (для по-
следних наиболее удобны коленчатые термопары). Из термопар
наибольшее применение в термических цехах получили: а) хро-
мель-копелевые, которыми можно измерять температуры до
600°; б) хромель-алюмелевые, которыми можно измерять тем-
пературы до 1000° и в) платино-платинородиевые, которыми мож-
но измерять температуры до 1300° при длительном применении и
до 1600° при кратковременном.
При измерении температуры термопарой необходимо, чтобы
она по возможности касалась нагреваемых деталей или, по край-
ней мере, была к ним возможно ближе. Иначе термопара будет по-
казывать температуру печи, а не температуру деталей. Особенно
нужно обращать внимание на то, чтобы горячий спай термопары
не находился близко к нагревателям в электрических печах. В
этом случае термопара будет показывать значительно более вы-
сокую температуру, чем температура деталей, и если вести процесс
нагрева по показаниям термопары, то в этом случае детали всегда
окажутся недогретыми.
Термопары градуируются при температуре холодных спаев.
0°; температура же в цехе и в особенности непосредственно около
печей выше; поэтому показания термопары будут меньше действи-
тельных на температуру помещения (точнее, на температуру хо-
лодных спаев). Чтобы устранить эту погрешность, термопары сле-
дует присоединять к милливольтметру при помощи компенсацион-
ных проводов. Если это сделать почему-либо нельзя, то следует
отсоединить термопару от милливольтметра и при помощи коррек-
тора переставить стрелку милливольтметра с 0° на температуру
помещения.
При измерении температуры термопарой следует тем не менее
проверять ее показания непосредственным наблюдением за цветом
каления. Это необходимо, во-первых, потому, что термопара, если
она неправильно установлена (см. выше), может показывать не-
правильно. Во-вторых, термопара никогда не сможет установить
равномерности нагрева, что для термистов не менее
важно, чем значение температуры.
Цвет Каления
Темно-коричневый
Коричнево-красный
Темно-красный
Темно-вишнево-красный
Вишнево-красный
Светло-вишнево-красный
Температура
550-580°
580—650°
650—730°
730—770°
770—800°
800—830°
Цвет каления
Светло-красный
Оранжевый
Темно-желтый
( ветло-желтый
Ярко-белый
Температура
830—900°
900-1050°
1050-1150°
1 1 50 — 1250°
1250—1300°
208
Контроль термической обработки
В тех случаях, когда в печи проводятся длительные процессы—
отжиг, отпуск, химико-термическая обработка,— контролировать
время удобнее не по часам, а пользуясь самопишущими милли-
вольтметрами («самописцами»), которые не только указывают тем-
пературу в каждый данный момент, но и регистрируют ее (фиг. 134).
Для этого стрелка милливольтметра снабжается пером с чернила-
ми. Время от времени специальный механизм прижимает стрелку
к особой диаграммной бумаге, медленно передвигаемой часовым
механизмом, и на ней перо ставит точку. Так как бумага передви-
гается медленно, а перо достаточно часто прижимается к бумаге,
то отдельные точки сливаются между собой — и на бумаге полу-
чается температурная линия, изображающая изменение темпера-
туры печи во времени. Полученная диаграмма представляет собой
протокол выполнения режима термической обработки.
Электрические печи, в которых необходимо поддерживать по-
стоянную температуру в течение длительного времени, снабжаются
терморегуляторами. Это — милливольтметр более сложного уст-
ройства, чем обычный. Помимо стрелки, вдоль шкалы терморегу-
лятора могут устанавливаться два указателя — максимальный
и минимальный (фиг. 135). Предположим, что надо отрегулировать
печь так, чтобы температура в ней не повышалась выше 800° и не
снижалась ниже 780°' Тогда максимальный указатель ставится
против деления 800°, а минимальный — против деления 780°. Как
только стрелка дойдет до деления 800°, замкнется электрическая
цепь — и находящееся внутри терморегулятора реле отключит
печь от сети. Нагрев печи прекратится, и она начнет охлаждаться.
Температура в печи начнет понижаться, и стрелка милливольтмет-
ра пойдет влево. Когда она дойдет до минимального указателя,
замкнется другая цепь — и второе реле включит печь в сеть. Печь
начнет нагреваться, стрелка пойдет вправо к максимальному ука-
зателю и т. д. Необходимо иметь в виду, что ставить указатели
очень близко один к другому без особой необходимости не следует,
особенно в печах с малой тепловой инерцией: включения и отклю-
чения будут быстро следовать одно за другим и почти непрерывно
«дергать» терморегулятор: от этого работа его расстраивается.
Для непрерывного измерения высоких температур, например
высокотемпературных соляных ванн, значительно удобнее поль-
зоваться радиационными пирометрами — ардометрами, так как
защитные чехлы термопар, погруженных в расплавленную соль,
очень быстро перегорают — и термопары выходят из строя. В кор-
пусе ардометра, на его оптической оси, закреплен горячий спай 1
термопары (фиг. 136), к которому прикреплен небольшой зачер-
ненный кружок платиновой фольги 2, служащий для того, чтобы
собирать тепловые лучи. Ось ардометра направляют и фокусируют
на предмет, температуру которого необходимо измерить (зеркало
соляной ванны). Тогда тепловые лучи от предмета, падая на плз-
14 Б. П. Захаров
Фиг. 134. Внешний вид самопишущего
милливольтметра с записанной им тем-
пературной кривой:
/—стрелка; 2— шкала;	температурная
кривая на специальной бумаге.
Гфиг. 135. Терморегулятор:
/—стрелка; 2—шкала; 3 и 4—указатели.
Контроль технологического процесса
со
210
Контроль термической обработки
тиновый кружок, нагревают горячий спай термопары, и показа*
ния ее передаются милливольтметру 3.
Ардометры позволяют осуществить автоматическое регулиро-
вание температуры соляных ванн. Раз установленный и отфокуси-
рованный прибор работает без участия человека.
Большим недостатком ардометров является то, что показания
их зависят от степени прозрачности воздуха между ними и зерка-
лом ванны: если в воздухе много дыма (а ванна при высоких тем-
пературах сильно дымит), то часть тепловых лучей поглощается,
и ардометр показывает температуру ниже действительной, иногда
на 30—50° Это нужно иметь в виду при измерении температуры
ардометром. Были предложены, в частности, способы сдувания
дыма с зеркала ванны сжатым воздухом.
Для определения температуры поверхности деталей, нагре-
тых ниже температур каления, применяются так называемые
поверхностные термопары. В этих термопарах горячий спай обра-
зован не двумя проволочками, а двумя довольно широкими лен-
тами. Это улучшает теплопередачу от детали, температуру поверх-
ности которой измеряют, к термопаре.
Для измерения низких температур (например, закалочных жид-
костей, масляных ванн) можно применять ртутные термометры (до
350°) или термометры сопротивления (до 500°). Определение низ-
ких температур поверхности (200—500°) может быть произведено
также при помощи термокрасок. Это вещества сложного химиче-
ского состава, которые при нагреве до некоторых температур (раз-
ных для различных красок) резко изменяют свой цвет. На деталь,
которую нужно нагреть до определенной температуры, наносят
две-три полоски несколькими термокрасками с близкими темпера-
турами переокраски. Когда при нагреве изменится цвет основной
термокраски, нагрев прекращают. Остальные термокраски явля-
ются контрольными.
Определение расхода газа. Определение расхода газа
при газовой химико-термической обработке производится при по-
мощи приборов — реометров (фиг. 137). Они представляют кони-
ческую трубку, по которой снизу вверх проходит газ. Внутри труб-
ки находится поплавок. Чем больше скорость газа, тем выше под-
нимается поплавок газовым потоком. Прибор можно отградуиро-
вать непосредственно в единицах расхода (например, л!мин), так
как расход газа в единицу времени (минута, час) равен произведе-
нию площади сечения (величина для данного реометра постоянная)
на скорость газового потока.
Определение степени диссоциации аммиа-
ка. Для определения степени диссоциации аммиака в процессе
азотирования и газового цианирования применяются приборы —
диссоциометры (фиг. 138). Диссоциометр—это стеклянный сосуд
со 100 делениями (цена делений значения не имеет). Трубкой 1 дис-
Контроль качества термообработанных деталей___________211
социометр соединен с печью. Для определения степени диссоци-
ации аммиака открывают оба крана 3 и 4 и пропускают отходя-
щие из печи газы через диссоциометр. Через некоторое время за-
крывают кран 4, а кран 3 поворачивают так, чтобы он закрыл
доступ газа через трубку 1 и открыл доступ воды, находящей-
ся в воронке 2. Вода вливается в диссоциометр
и растворяет весь недиссоциированный аммиак,
а водород и азот не растворяет. Воды в диссо-
циометр вольется столько, сколько было в нем
недиссоциироваиного аммиака, и деление против
уровня воды укажет степень диссоциации в про-
центах.
социометра.
67.	КОНТРОЛЬ КАЧЕСТВА ТЕРМООБРАБОТАННЫХ ДЕТАЛЕЙ
И ИНСТРУМЕНТОВ (ГОТОВОЙ ПРОДУКЦИИ)
Контроль качества готовых термообработанных деталей и ин-
струментов является основным и важнейшим видом контроля. Конт-
роль деталей и инструментов устанавливает окончательную их при-
годность для дальнейшей работы. Поэтому этот вид контроля яв-
ляется и наиболее ответственным.
Контроль готовых деталей и инструментов состоите установле-
нии соответствия качества и свойств термообработанных деталей
и инструментов заданным техническим требованиям. Технические
требования устанавливаются:
1)	стандартами—для типовых деталей (например, поковки
валов) и инструментов (резцы, сверла, метчики и т. д.);
2)	заводскими техническими условиями — для деталей и ин-
струментов, на которые нет общегосударственных стандартов;
3)	чертежами.
В зависимости от требований стандарта, технических условий
и чертежа контролю подвергаются:
14*
212
Контроль термической обработки
1)	твердость — наиболее частый вид контроля;
2)	механические свойства;
3)	физические свойства (например, магнитные свойства транс*
форматорной стали, коррозионная стойкость деталей, подвергну-
тых антикоррозийному азотированию и т. п.);
4)	толщина диффузионного слоя на деталях, подвергавшихся
химико-термической обработке.
Независимо от указаний стандартов, технических условий и
чертежа, термически обработанные детали и инструменты подвер-
гаются внешнему осмотру, при котором устанавливается
наличие или отсутствие трещин, коробления, окалины и других
внешних поверхностных’ дефектов. Для обнаружения дефектов,
которые вообще не могут быть установлены внешним осмотром
(внутренние трещины) или которые плохо различимы при внешнем
осмотре (мелкие поверхностные трещины), применяются специаль-
ные дефектоскопические методы контроля.
Если при контроле определяется несколько различных харак-
теристик или свойств, то обычно устанавливаются основные так
называемые браковочные характеристики, на основании
которых и производится приемка или забракование. Так, напри-
мер, при испьтании механических свойств поковок определяются
<зв, ^5 Ф» ак и Нв. Из этих шести характеристик в качестве
браковочных принимаются обычно не более трех: аг, (или ф)
и ак. Значения этих характеристик должны быть непременно
больше установленных техническими условиями, иначе поковка
будет забракована. Остальные (не браковочные) характеристики
могут быть и меньше установленных техническими условиями.
По существу, не браковочные характеристики можно было бы и
не определять при контрольных испытаниях. Все же определение
их, как правило, производится, главным образом, для накопле-
ния опыта. Со временем, по мере накопления опыта и усовершен-
ствования технологических процессов все большее количество ха-
рактеристик переводится в разряд браковочных. По этому пути
идет развитие стандартов.
Контроль может быть сплошным и выборочным.
При сплошном контроле контролю подвергается каждая деталь
в отдельности. При выборочном контроле от партии деталей отби-
рается несколько (3—5), которые и подвергаются контролю. Ино-
гда устанавливается определенный процент контроля (2—10%).
Партией считаются одинаковые детали или инструменты,
изготовленные из одной и той же марки стали и прошедшие сов-
местно термическую обработку по одному и тому же режиму. Если
детали закаливались вместе, а отпуск проходил в два приема, то
считается, что имеется две партии. Сплошному контролю подвер-
гаются ответственные детали и инструменты; выборочному —
менее ответственные. Обычно выборочному контролю подверга-
Контроль качества термообработанных деталей
213
ются партии, состоящие из большого количества мелких деталей:
небольшие пружины, мелкие цементированные детали и т. п.
Если результаты испытания представителей партии при вы-
борочном контроле окажутся неудовлетворительными, то обычно
допускается повторно отобрать удвоенное количество пред-
ставителей и подвергнуть их испытанию. Если все они выдержат
испытание, то вся партия считается годной. Если же и при по-
вторном испытании окажутся неудовлетворительные результаты,
то можно поступить трояко:
1)	отправить партию на дополнительную обработку (если, на-
пример, твердость окажется велика, то ее можно снизить дополни-
тельным отпуском);
2)	произвести сплошные испытания (если часть представителей
при выборочном испытании оказалась удовлетворительной, а часть
неудовлетворительной);
3)	забраковать всю партию, если’ее невозможно или нецеле-
сообразно подвергать дополнительной обработке (например, силь-
ное коробление).
Определение твердости производится в основном на трех при-
борах: Бринелля (прибор ТШ), Роквелла (прибор ТК) и Виккерса
(прибор ТП).
На прессе Бринелля производится определение твер-
дости относительно нетвердых деталей — после отжига, нормали-
зации, высокого отпуска. Для определения твердости крупных
заготовок и деталей от них отрезают пробные планки. Если это
почему-либо невозможно, то пользуются переносными прибо-
рами Польди (фиг. 139). Способ определения твердости при
помощи прибора Польди состоит в том, что одним ударом молотка
1 наносится удар одновременно по эталону 2 и испытуемой детали
3. Тогда шарик вдавливается одной своей стороной в эталон, а дру-
гой в деталь. Твердость эталона известна. Зная твердость эталона
и измерив диаметры двух отпечатков (на эталоне и на детали)
можно по способу пропорций определить твердость детали. Обо-
значим твердость эталона через Нэ, диаметры отпечатков на эталоне
и детали соответственно через d3 и dd. Тогда твердость детали
На=Н3№-\	(27)
\dd /
На основании такой пропорции составлены специальные таб-
лицы, которыми и пользуются на практике. Определение тверд--
дости на приборе Польди дает иногда ошибку до 5%, но для круп-
ных деталей в цеховых условиях такая точность совершенно
достаточна.
Существуют также переносные твердомеры, на
которых измеряемая твердость выражается в числах Бринелля.
Эти приборы представляют собой жесткую раму (фиг. 140), прочно
214
Контроль термической обработки
охватывающую деталь. Вдавливание шарика диаметром 5 мм про-
изводится винтом через динамометр. Доведя усилие по динамометру
до определенной величины (обычно 750 кг) и измерив диаметр от-
печатка, легко по обычным таблицам определить твердость по
Бринеллю.
На приборах Роквелла производится определение
только после закалки и низкого отпуска, т. е. когда твердость
стали достаточно высока (не ниже 25—30 Rc). Определение твер-
дости отожженных сталей на приборе
Роквелла не рекомендуется, так как
получаемые результаты менее точны,
чем при определении на прессе Бри-
нелля.
Но не всегда возможно установить
на столик прибора инструмент так,
чтобы можно было измерить его твер-
дость. Например, трудно определить
твердость сверл, метчиков, пружин.
Фиг. 140. Переносный прибор
Бринелля.
Фиг. 139. Определение твер-
дости на крупных деталях
прибором Польди:
/—молоток; 2— эталон; 3—испы-
туемая деталь; 4— шарик.
В таких случаях следует или изготовить специальное приспособ-
ление, которое создает надежную опору при вдавливании алмаза,
или приходится испортить один-два инструмента из партии и за-
точить на них опорную площадку и площадку для измерения,
или вместе с партией деталей или инструментов закалить образец
простой формы (плоский, цилиндрический) из той же стали и
производить на нем определение твердости. Так, в частности,
поступают при определении твердости партии пружин.
Определение твердости очень малых и тонких предметов произ-
водится на приборе Виккерса алмазной пирамидой. Нагрузка при
испытании на приборе Виккерса может изменяться от 5 до 100 кг.
Поэтому и отпечатки получатся очень малыми.
Контроль качества термообработанных деталей
215
Качественное определение твердости1] закаленных инструмен-
тов можно производить при помощи так называемых тарированных
напильников, имеющих определенную твердость. Если напиль-
ник тарирован, например, на твердость 60—62	то он «берет»
(легко царапает) инструменты, твердость которых меньше 60 Rc
и «не берет» те инструменты, твердость которых больше 62 Rc.
Для определения твердости инструментов необходимо иметь не-
сколько напильников, тарированных на разную твердость.
О контроле механических свойств будет подробно
сказано в главе XV о термообработке поковок валов как наиболее
типичных для этого вида испытания. О контроле пружин будет
сказано в главе XV о термообработке пружин.
Предварительное (грубое) определение толщины цементирован-
ного слоя производится по излому свидетелей (см. главу X) и более
точное — при исследовании микроструктуры на поперечных шли-
фах. Под микроскопом же определяется толщина азотированного,
цианированного, алитированного и других слоев, получаемых при
химико-термической обработке.
ЛИТЕРАТУРА
1. И. я. С и т а н о в, Определение марки стали по искре, Машгиз, 1953.
2. А. Д. Ассонов, Контроль качества термической обработки стальных
деталей, Машгиз, 1950.
РАЗДЕЛ ТРЕТИЙ
ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ
ОБРАБОТКИ
ГЛАВА XIII
ОРГАНИЗАЦИЯ ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО ПРОЦЕССА
68.	СОСТАВНЫЕ ЧАСТИ ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО ПРОЦЕССА
Технологический процесс термической обработки любой детали
или инструмента состоит из ряда отдельных операций, выполняе-
мых последовательно одна за другой: 1) подготовительных, 2) ос-
новных, 3) отделочных и 4) контрольных.
Подготовка деталей и инструментов к термической об-
работке производится по-разному в зависимости от характера де-
талей и от вида термической обработки. К подготовительным опе-
рациям относится-укладка деталей на поддоны, в ящики с чугун-
ной стружкой, в цементационные ящики, в корзины при проведе-
нии газовой цементации, азотирования или газового цианирова-
ния в шахтных печах и т. д. Детали, нагреваемые в соляных или
селитряных ваннах, должны быть предварительно уложены в при-
способления или обвязаны проволокой. Те участки цементируемых
деталей, которые не должны науглероживаться, защищают-
с я каким-либо способом, например омедняются гальванически.
Защищены также должны быть те части закаливаемых деталей
или инструментов, которые не должны подвергаться закалке, на-
пример резьбовые части, вспомогательные отверстия в штампах
и т. п., так как в таких участках деталей могут возникнуть зака-
лочные трещины.
Основные операции — это собственно термическая
обработка: отжиг, нормализация, закалка, отпуск, старение, хи-
мико-термическая обработка и т. д.
После выполнения основных операций производится очистка
деталей от окалины, очистка их от масла, а если нужно, то и
правка. Это отделочные операции.
Завершающими технологический процесс термической обра-
ботки операциями являются контрольные: определение
твердости, механических или каких-либо иных свойств. В неко-
торых случаях контрольные операции проводятся дважды; напри-
мер при термической обработке инструментов твердость опреде-
ляется, как правило, и после закалки, и после отпуска.
Разработка технологического процесса
217
69.	РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО ПРОЦЕССА
Разработка технологического процесса термической обработ-
ки начинается с изучения чертежа детали. В чертеже указывается
марка стали, из которой изготовлена деталь, и технические усло-
вия, которым она должна удовлетворять в результате термиче-
ской обработки. Обычно техническими условиями задается твер-
дость, реже механические или какие-либо иные свойства. Для де-
талей, подвергаемых химико-термической обработке, помимо твер-
дости, устанавливается еще толщина слоя, например толщина слоя
цементации. В некоторых чертежах указывается, что деталь под-
лежит местной закалке или местной цементации.
Разработка технологического процесса термической обработки
состоит в установлении прежде всего, каким основным операциям
термической обработки должна подвергнуться данная деталь.
В большинстве случаев, когда в технических условиях чертежа
задана одна твердость, выбор основных операций термической об-
работки каких-либо трудностей не представляет. Инструменты
подвергаются закалке и низкотемпературному отпуску; пружины —
закалке и отпуску при более высоких температурах; стальные от-
ливки — чаще всего отжигу; листовые заготовки для вытяжки •—
нормализации и т. д. Некоторую трудность представляет выбор
типа термической обработки деталей, для которых чертежом за-
даны определенные механические свойства: можно произвести или
нормализацию, или улучшение. Вопрос в этих случаях решается
сопоставлением ^заданных чертежом механических свойств с из-
вестными по литературным или заводским данным механическими
свойствами данной марки стали в нормализованном и улучшенном
состоянии. Как общее правило можно принять, что детали из кон-
струкционных углеродистых сталей подвергаются нормализации,
а из легированных— улучшению.
Когда вид окончательной термической обработки намечен,
необходимо установить последовательность механи-
ческой и термической обработск, т. е. место термической обработки
в общем цикле изготовления детали.
Детали, не подвергающиеся механической обработке (рессоры,
пружины горячей навивки, большинство деталей, полученных хо-
лодной штамповкой и т. п.), после окончания термической обра-
ботки поступают непосредственно на сборку.
Для деталей, подвергающихся механической обработке, после-
довательность термических и механических операций определяет-
ся в основном значениями твердости, которые получают детали
в результате термической обработки. Если эта твердость относи-
тельно невелика (не выше 270—300 Нв) и не препятствует обра-
ботке резанием, то термическая обработка предшествует механи-
ческой. Если же, наоборот, термическая обработка придает стали
218	Организация технологического процесса 
высокую твердость (свыше 270—300 Нв), то механическую обра^-
ботку производят в два приема: предварительную до термической
обработки и окончательную после термической обработки. При
предварительной механической обработке (обдирке) на детали ос-
тавляют небольшие припуски, которые снимаются при оконча-
тельной (чистовой) механической обработке. Так же поступают и
в том случае, если твердость невелика, но деталь должна иметь
высокую чистоту поверхности и точные размеры (болты, валики,
шпонки и т. п.). Последовательность операций в этих случаях бу-
дет такой: 1) предварительная механическая обработка; 2) терми-
ческая обработка; 3) окончательная механическая обработка;
4) сборка.
Механическая обработка деталей с твердостью выше 200—250//в,
хотя и возможна, но все же представляет некоторые трудности,
а что наиболее существенно — вызывает необходимость понижения
режимов резания: уменьшения подачи и скорости резания и ведет
к повышенному расходу режущего инструмента. Поэтому в таких
случаях термическая обработка обычно производится также в два
приема: предварительная термическая обработка делается для
улучшения обрабатываемости, окончательная — для придания де-
тали заданных свойств. В этом случае последовательность опера-
ций изготовления детали окажется такой: 1) предварительная
термическая обработка; 2) предварительная механическая обра-
ботка; 3) окончательная термическая обработка; 4) окончатель-
ная механическая обработка; 5) сборка. В такой последователь-
ности происходит изготовление коленчатых валов, роторов, штам-
пов, тяжело нагруженных шестерен, шпинделей станков и т. п.
На этом (первом) этапе разработки технологического процесса
решается вопрос и относительно необходимости включения в тех-
нологический процесс таких операций термической обработки, как
гомогенизации для устранения химической неоднородности (на-
пример, для отливок из легированных сталей), нормализации для
подготовки структуры к закалке и уменьшения коробления и т. д.
После установления общей схемы технологического процесса
производится выбор способов осуществления основных термиче-
ских операций. Если, допустим, в качестве основной термической
обработки установлена закалка, то следует решить, какой вид за-
калки наиболее целесообразно применить в данном конкретном
случае: обычную ли закалку, ступенчатую или изотермическую,
поверхностную с нагревом газовым пламенем или с нагревом то-
ками высокой частоты и т. д.
Решение этого вопроса зависит от многих обстоятельств, из ко-
торых основными являются следующие. Прежде всего это зависит
от наличия в цехе соответствующего оборудования. Во-вторых,
выбор того или иного способа зависит от величины партии дета-
лей, т. е. от количества одинаковых деталей. Дело в том, что осу-
Разработка технологического процесса	219
ществление некоторых способов термической обработки требует
изготовления специальной оснастки. Например, для поверхност-
ной закалки с нагревом токами высокой частоты необходимо изго-
товить специальный индуктор, рассчитанный именно на данную
деталь. Если партия деталей невелика, то изготовление специаль-
ной оснастки может оказаться дорогим и нецелесообразным. Если
же, наоборот, партия деталей достаточно велика, то изготовление
специальной оснастки в большинстве случаев вполне себя оправ-
дывает, так как позволяет внедрить более технически совершен-
ные и менее трудоемкие технологические процессы.
Выбор одного из возможных способов должен быть обоснован
экономическим расчетом. Для этого определяется по каждому ва-
рианту стоимость вспомогательных материалов, приспособлений,
топлива или электроэнергии и расходов на заработную плату.
Лучшим вариантом окажется тот, который позволит осуществить
технологический процесс с меньшими материальными и денеж-
ными затратами, с меньшей долей ручного труда, при более вы-
сокой степени механизации и автоматизации и в более короткие
сроки.
Наиболее благоприятны условия для внедрения передовых со-
вершенных технологических процессов в массовом и крупносерий-
ном производстве. В таких типах производства любое даже на пер-
вый взгляд и незначительное усовершенствование технологиче-
ского процесса в отношении сокращения его продолжительности
или уменьшения трудоемкости дает большой экономический эф-
фект. Менее значительны экономические результаты внедрения
передовых технологических процессов в индивидуальном (единич-
ном) и мелкосерийном производстве. Но и в этих типах производ-
ства внедрение более совершенных технологических процессов
позволяет улучшать качество продукции и увеличивать произво-
дительность труда. Во всяком случае, при любом типе производ-
ства долг технолога-термиста внедрять, где только технически
возможно и экономически целесообразно, более совершенные тех-
нологические процессы.
Когда, таким образом, выбраны основные операции техноло-
гического процесса, технолог приступает к третьему этапу разра-
ботки: устанавливает полный перечень операций, включая подго-
товительные, отделочные и контрольные. На этом же этапе техно-
лог составляет перечень приспособлений, необходимых для выпол-
нения отдельных операций, и выдает задание конструкторам по
оснастке на их проектирование.
Четвертый этап разработки технологического процесса состоит
в установлении режимов: температуры, времени нагрева и вы-
держки, способа охлаждения и т. д.
На этом же этапе разработки технологического процесса про-
изводится выбор конкретного оборудования, необходимого для
220 Организация технологического процесса
практического осуществления намеченного технологического про-
цесса. В основном это касается выбора печей. Технолог исходит
при выборе печей из размеров и формы деталей, из величины пар-
тии и из степени загрузки печей.
При разработке технологического процесса технолог руковод-
ствуется прежде всего своими знаниями и своим опытом. В каждом
термическом цехе постепенно накапливается большой опыт, и при
разработке технологического процесса термической обработки
новой детали учитываются результаты термической обработки ра-
нее освоенных сходных деталей. Этот принцип разработки техноло-
гических процессов является одним из наиболее надежных, по
тому что он основывается на практически проверенных фактах.
Но нельзя и переоценивать этот способ. Часто в цехах постепенно
устанавливается, может быть, и хороший, но не наилучший вари-
ант технологического процесса. Хорошая традиция может пре-
вратиться в рутину. Поэтому к установившемуся цеховому опыту
нужно относиться всегда критически.
При разработке технологических процессов термической об-
работки следует обращаться к книгам по термической обработке,
журнальным статьям, а также к брошюрам по производственно-
техническому опыту, которые в большом количестве издаются Ин-
ститутом технико-экономической информации Академии наук
СССР и Ленинградским Домом научно-технической пропаганды.
Для установления режимов совершенно незаменимы различные
справочники по термической обработке (список их дан в конце
книги).
Бывают случаи, когда даже при помощи книг не удается сразу
установить режим термической обработки, особенно какой-нибудь
сложной детали из легированной стали. В таких случаях произво-
дится пробная термическая обработка опытных деталей. Опытные
детали подвергаются тщательному контролю и подробному иссле-
дованию в заводской лаборатории, и на основании результатов
этого контроля и этого исследования корректируется выбранный
режим термической обработки.
70.	ТЕХНОЛОГИЧЕСКАЯ ДОКУМЕНТАЦИЯ
Разработанный технологический процесс записывается в тех-
нологической карте Это основной технологический
документ, на основании которого рабочие-термисты должны вьг
полнять термическую обработку.
На каждом заводе технологические карты составляются по-
разному и имеют разную форму. Но основная часть технологиче-
ской карты, на каком бы заводе она ни была составлена, всегда
будет одна и та же.
Образец технологической карты представлен таблицей 22.
Технологическая карта №
Таблица 22
Название детали: храповик	Марка стали: 15—20	(Эскиз детали)
Номер чертеж а:		Технические условия: 1. Цементировать на глубину 1,0—1,2 мм 2. Закалить Кс=б0-т-62	
Технологический процесс
1 № по по-1 1 рядку I	Наименование операции	Оборудо- вание	Приспо- собления	Режим					Раз- ряд	Норма време- ни	Расце- нок
				темпера- тура печи	темпера- тура операции	время нагрева или выдер- жки	охлаж- дение	примечание			
1	Загрузить в ящик	—	Цемента- ционный ящик	—	—	—	—	40 деталей			
2	Цементация	Камерная печь № 2	—	700°	900°	8 час.	—	Время уточ- нить по свидетелям			
3	Контроль глубины цементации	—	Свидете- ли	—	—	—	—	—			
4	Разгрузка ящика	—	—	—	—	—	—	—			
5	Очистка деталей	—	Стальные щетки	—	—	—	—	—			
Технологическая документация
ьо
NO
ЬО
№ по по-
рядку
Таблица 22 (окончание)
6
7
8
9
1Q
Наименование операции	Оборудо- вание	Приспо- собления	Режим					Раз- ряд	Норма I време- ни	Расце- । нок
			темпера- тура печи	темпера- тура опе- рации	время нагрева или вы- держки	охлажде- ние	примечание			
Закалка	Камерная печь № 4	Ящик С чугунной струж- кой	760—780q	760—780°	По цвету	Вода (20—30°)	—			
Отпуск	Масляная ванна	Сетка	150—170^	150—170°	1 час	—	—			
Очистка от масла	Промыв - ной бак	—	—	—	—	—				
Контроль твер- дости	Прибор Роквелла	—	—	—	—	—	2 детали от партии			
Контроль глубины цементации	—	—	—	—	—		В металло- графиче- ской лабо- ратории (1 деталь от партии)			
Составил технолог црха	(Подпись)' (Дата) 	•		Начальник технологиче- ского бюро	(Подпись)	(Дата)	Нормиров- щик	(Подпись)	(Дата)	Утвердил гл. техно- лог завода	| (Подпись) ! 		(Дата)
ЬО
Организация технологического процесса
Технологическая документация
223
В технологической карте должно быть указано:
1)	название детали;
2)	номер чертежа;
3)	эскиз детали с указанием основных (габаритных) размеров,
а также тех размеров, которые имеют непосредственное отношение
к термической обработке: какая часть должна быть подвергнута
цементации (если она местная) или какую часть детали требуется
закалить (при местной закалке);
4)-марка стали;
5)	технические условия: требуемая твердость, механические
свойства, толщина цементированного слоя и т. д.;
6)	перечень операций;
7)	конкретное оборудование применительно к условиям цеха;
8)	приспособления; в перечне приспособлений, как правило,
нет необходимости указывать типовые приспособления, которые
применяются при любой термической обработке, например, термо-
пары, клещи и т. п.;
9)	режимы основных операций термической обработки: началь-
ная температура печи, когда в нее производится загрузка деталей;
температура нагрева; общее время нагрева и выдержки (при на-
греве в соляных ваннах) или только время выдержки (при нагреве
крупных деталей в камерных печах); среда охлаждения (с печью,
на воздухе, в воде, в масле); температура охлаждающей жидкости
(указывается обычно в тех случаях, если она должна отличаться
от комнатной)';
10)	количество деталей, отбираемых для контрольного опре-
деления твердости или механических свойств;
11)	разряды работ, нормы времени на выполнение всех опера-
ций или только основных (если оплата подготовительных и отде-
лочных операций производится не в отдельности за каждую деталь,
а за партию их) и расценки.
Технологические карты подписываются технологом, разрабо-
тавшим технологический процесс, и начальником технологического
бюро и утверждаются главным технологом или главным металлур-
гом завода.
Вторым важнейшим технологическим 'документом являются
технологические инструкции. Отличие техноло-
гических инструкций от технологических карт состоит в том, что
технологические инструкции относятся не к одной определенной
Детали, а к группе однотипных деталей, например: «Технологиче-
ская инструкция по термической обработке пружин», или к опре-
деленному виду термической обработки—«Технологическая инструк-
ция по азотированию», или к работе определенного оборудования—
«Технологическая инструкция по работе с цианистыми ваннами».
В отличие от технологических карт, в технологических инструк-
циях более подробно излагаются правила проведения каждой one-
224
Т ермическая обработка проката
рации в отдельности, но вместе с тем они, естественно, несколько
менее конкретны: например в технологической карте указывается
точное время нагрева какой-либо детали (15 минут), а в техноло-
гической инструкции указывается норма времени (1,5 минуты на
каждый миллиметр сечения).
Технологические карты составляются, как правило, только
на детали массового или серийного производства, а на единичные
детали или на малые партии деталей лишь в том случае, если они
являются ссобо ответственными (поковки валов). Технологические
инструкции должны быть составлены на все виды работ, выпол-
няемых в цехе.
ЛИТЕРАТУРА
Большое количество цифрового материала, необходимого при разработке
конкретных технологических процессов, содержится в справочниках [23], [24]
и [25].
ГЛАВА XIV
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ПРОКАТА
71.	РАЗНОВИДНОСТИ ПРОКАТА
К прокату относятся прутки различного сечения (круглые,
квадратные, шестигранные), полосы, уголки, швеллеры, двутав-
ровые балки, рельсы, листы, ленты, трубы, проволока. Прутки,
полосы, уголки, швеллеры, балки, рельсы объединяются под общим
названием сортового проката. Проволока и ленты наряду с дру-
гими полуфабрикатами (сетки, болты, гайки, гвозди .и т. п.) объе-
диняются под названием метизов.
Все виды проката получаются горячей прокаткой. Прокат,
полученный горячей прокаткой и не подвергавшийся дополнитель-
но прокатке или волочению в холодном состоянии, называется г о-
рячекатаной сталью. Часть горячекатаных прутков, полос,
труб и проволоки проходит дополнительно операцию холодного
волочения. Это — холоднотянутая сталь (иногда называемая так-
же чистотянутой или калиброванной). К холоднотянутой
стали относятся прутки и полосы малого сечения, тонкостенные
трубы, проволока малых диаметров. Часть горячекатаных листов
и лент дополнительно прокатывается в холодном состоянии. Это —
холоднокатаная сталь.
Термической обработке подвергается часть горячекатаной
стали и вся холоднотянутая и холоднокатаная сталь. Термиче-
ская обработка этих двух видов проката производится по-разному.
Термическая обработка горячекатаной стали
225
72.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ГОРЯЧЕКАТАНОЙ СТАЛИ
Горячекатаный сортовой и листовой прокат из углеродистых
конструкционных сталей специальной термической обработке,
как правило, не подвергается. Термическая обработка проката из
углеродистых конструкционных ^талей совмещается с самой опе-
рацией прокатки. ГОСТ 1577—53 на толстолистовую углеродистую
качественную сталь предоставляет потребителю (т. е. машинострои-
тельным заводам) право заказывать эту сталь в отожженном, норма-
лизованном, высокоотпущенном состоянии или получать ее без спе-
циальной термической обработки, если ее свойства удовлетворяют
требованиям стандарта.
Листовая горячекатаная сталь, предназна-
ченная для вытяжки, подвергается обязательной термиче-
ской обработке: листы из низкоуглеродистых сталей (до марки 20
включительно) отжигаются или нормализуются для получения
мелкого зерна, а листы из среднеуглеродистых сталей (марки 25
и выше) отжигаются на зернистый перлит. Обязательному отжигу
для получения мелкого зерна подвергается также жесть, кровель-
ное железо и тонколистовая так называемая декапированная (т. е.
отожженная и протравленная) сталь.
Тонколистовая электротехн ичес кая (ди-
намная и трансформаторная) сталь подвергается отжигу при темпе-
ратуре 850—860° с длительной выдержкой и медленным охлажде-
нием. Отжиг электротехнической стали преследует цель повышения
ее магнитных свойств.
При отжиге происходит выгорание углерода, частичная графи-
тизация оставшегося углерода и увеличение зерна феррита. Все
это уменьшает коэрцитивную силу, а следовательно, и ваттные по-
тери. Кстати, это, кажется, единственный случай, когда мы созна-
тельно стремимся к получению крупнозернистой структуры.
Совершенно необходима термическая обработка горячека-
таного проката (сортового, листового и труб) из инстру-
ментальных и других высокоуглеродистых
сталей. Цель термической обработки этого проката — прида-
ние стали структуры зернистого перлита, обеспечивающего прежде
всего хорошую обрабатываемость. Поэтому горячекатаная сталь
подвергается в основном отжигу, а некоторые высоколегирован-
ные или сложнолегированные стали — высокому отпуску.
График отжига горячекатаной стали приведен на фиг. 141. Для
всех сталей он проводится одинаково и разница состоит лишь в
температуре нагрева и в продолжительности выдержки. Для не-
которых высоколегированных сталей (Х9С2, Х10С2М,ЕВК30 и др.)
отжиг производится при температуре 900° и тем не менее пред-
ставляет собой высокий отпуск, поскольку точка Аг для этих ста-
лей лежит при температурах выше 900° Заэвтектоидные легиро-
15 Б. П. Захаров
226
Термическая обработка проката
ванные хромом стали (ШХ15, ХГ». ХВГ и др.) отжигаются при
температуре 800°
Температура отжига заэвтектоидных углеродистых сталей рав-
на 780°, а эвтектоидной и доэвтектоидных инструментальных ста-
лей равна 750°
Прокат из некоторых сложнолегированных сталей подвергает-
ся не отжигу, а высокотемпературному отпуску. Это относится
прежде всего к тем сталям, у которых аустенит обладает высокой
стойкостью в области Лг'-превращения: сталь марки 18ХНВА,
25ХНВА, 5ХНМ, 5ХГМ и им подобные. Высокий отпуск пред-
Фиг. 141. График отжига горячеката- Фиг. 142. График высокого отпуска
ной стали.	горячекатаной стали.
почтителен и для тех сталей, карбиды которых с повышением тем-
пературы склонны к сильной коагуляции: ХВ5, ЗХ2В8, 4ХВ2Си др.
При отжиге этих сталей карбиды сильно укрупняются и при по-
следующей закалке заготовок из проката с большим трудом рас-
творяются в твердом растворе.
На фиг. 142 представлен график высокого отпуска этих ста-
лей. Температура отпуска равна от 640° (18ХНВА) до 850° (Х9С2,
Х10С2М).
73.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ХОЛОДНОТЯНУТОЙ
И ХОЛОДНОКАТАНОЙ СТАЛИ
В отличие от горячекатаной стали, для которой в некоторых
случаях (углеродистые стали) термическая обработка не является
обязательной операцией, холоднотянутая и холоднокатаная сталь
подвергается обязательной термической обработке независимо
от марки стали.
Горячекатаная сталь подвергается термической обработке
только один раз — после окончания прокатки. В отличие от этого,
холоднотянутая и холоднокатаная сталь подвергается термиче-
ской обработке на трех этапах изготовления:
1)	предварительной термической обработке—до волочения
или холодной прокатки;
2)	промежуточной термической обработке — в процессе во-
лочения или прокатки;
Термическая обработка проволоки	W
3)	окончательной термической обработке после окончания
волочения или прокатки.
Предварительная термическая обработка
состоит в отжиге на зернистый перлит или высоком отпуске
на сорбит. Некоторую особенность представляет лишь предвари-
тельная обработка проката из быстрорежущих сталей, предназна-
ченного для волочения: отжиг при температуре 860° с медленным
охлаждением (10—207час) до температуры 760°, выдержка при
этой температуре 5 час., медленное охлаждение (10—207час) до
температуры 680°. После такого отжига производится так назы-
ваемый карбидный отпуск: нагрев до температуры 760° и после
выдержки в течение 1 часа охлаждение в воде. Смысл карбидного
отпуска состоит в том, чтобы часть мелких карбидов, располагаю-
щихся по границам зерен, растворить в феррите и быстрым ох-
лаждением удержать их в растворе. Быстрорежущая сталь, под-
вергнутая карбидному отпуску, выдерживает более значительные
обжатия, чем не подвергнутая этому отпуску.
Промежуточная термическая обработка
проката между отдельными проходами состоит в рекристалли-
зационном отжиге, температура которого в зависимости от марки
стали принимается равной от 660 до 820° (высоколегированные
стали типа 1Х18Н9).
В качестве окончательной термической об-
работки холоднотянутой сортовой или холоднокатаной ли-
стовой стали применяются, в зависимости от требований к ее ме-
ханическим свойствам, тот же рекристаллизационный отжиг или
полный отжиг, или нормализация, или (для аустенитных сталей)
закалка.
Существенная особенность термической обработки холодно-
катаной и холоднотянутой стали, в отличие от термической
обработки горячекатаной стали, состоит в необходимости тща-
тельной защиты стали от окисления и в особенности от обезугле-
роживания, в особенности потому, что окисленный слой снимается
травлением, которое производится после каждого отжига, а устра-
нить обезуглероживание невозможно. Для предохранения стали
от обезуглероживания предпочитают производить высокий отпуск
вместо отжига, устанавливают возможно более низкую темпера-
туру отжига или отпуска, нагрев ведут в замазанных глиной тру-
бах (сортовой прокат), в заваренных ящиках (листовой прокат)
или в печах с защитной атмосферой.
74.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ПРОВОЛОКИ
t Проволока получается холодным волочением из горячеката
ной заготовки (катанки). Термическая обработка проволоки по
существу ничем не отличается от термической обработки холод-
нотянутой стали.
223
Термическая обработка проката
Интерес представляет термическая обработка пружинной прово-
локи марок В, П, Н, ОВС и ВС из углеродистых сталей с повышен-
ным содержанием углерода (0,7—0,9%). Термическая обработка
пружинной проволоки —так называемое патентирование—со-
стоит в том, что проволока непрерывно проходит через длинную
трубчатую печь (фиг. 143), нагретую выше температуры А3 на 80—
100°, нагревается там и охлаждается в свинцовой или селитряной
ванне, нагретой до температуры 450—550°, т. е, подвергается
изотермической закалке. При такой обработке
сталь получает сорбитную структуру. Патентированная проволока
Протяжная муфельная
печь
Закалочный бак
с расплавленным свинцом
или СОЛЬЮ
Фиг. 143. Схема патентирования проволоки.
подвергается волочению. При изготовлении проволоки малых диа-
метров патентирование производится несколько раз.
Патентированная и подвергнутая последующему волочению
проволока приобретает очень высокую прочность и в то же время
сохраняет высокую пластичность, совершенно достаточную для
того, чтобы из нее можно было навивать пружины в холодном со-
стоянии.
Заметим, что патентированная проволока обладает более вы-
сокой прочностью и упругостью, чем проволока, закаленная и
отпущенная после волочения: в первом случае к упрочнению, до-
стигаемому при термической обработке, добавляется механиче-
ское упрочнение при волочении, тогда как во втором случае это
механическое упрочнение значительно уменьшается в результате
рекристаллизации, происходящей при нагреве под закалку.
Именно поэтому и не следует подвергать закалке пружины, на-
витые из патентированной проволоки.
ЛИТЕРАТУРА
1.	К. Н. Соколов [16], часть III, главы II—VI.
2.	В. М. Доронин [12], глава V.
Термическая обработка стальных отливок
229
ГЛАВА XV
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ДЕТАЛЕЙ МАШИН
75.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛЬНЫХ ОТЛИВОК
Стальные отливки изготовляются каю из углеродистых, так
и из легированных сталей. Наибольшее количество стальных от-
ливок в машиностроении изготовляется из низко-и среднеугле-
родистых сталей марок 15Л, 20Л, ЗОЛ и 35Л (ГОСТ 977—54).
Двузначные числа в обозначении марок указывают содержание
углерода в сотых долях процента, а буква «Л» указывает на то,
что эти стали литейные (точнее, стали для отливок). По своему
химическому составу углеродистые стали
значительно отличаются от горячеката-
ных качественных углеродистых сталей.
Термическая обработка стальных от-
ливок является почти во всех случаях
обязательной те хнологической операцией.
Лишь для малоответственных отливок
из низкоуглеродистых сталей (15Л, 20Л)
допускается в некоторых случаях обхо-
диться без термической обработки. Но
это все-таки нельзя считать правильным
и можно допускать лишь как исключе-
ние.
Необходимость термической обработ-
ки стальных отливок вызывается сле-
дующими обстоятельствами:
1)	структура стальных отливок почти
крупнозернистой (фиг. 144) — такой, какой получает-
ся структура стали при очень сильном перегреве. Крупнозерни-
стая структура, как мы хорошо знаем, характеризуется низкими
механическими свойствами. Особенно низкими получаются зна-
чения ударной вязкости, как это хорошо видно из табл. 23, в ко-
торой сопоставлены механические свойства стали марки 20Л до
и после отжига;
2)	обрабатываемость термически не обработанных
стальных отливок оказывается плохой из-за повышен-
ной твердости. На первый взгляд это кажется странным: отливки
медленно охлаждались в песчаной форме — с чего бы им быть твер-
дыми? Объясняется это тем, что крупнозернистый аустенит более
склонен к переохлаждению, чем мелкозернистый, и поэтому при
распаде крупнозернистого аустенита стальных отливок получа-
ется высокодисперсная феррито-цементитная смесь;
для отливок в оощем не-
Фиг. 144. Структура литой
стали. хЮО.
всегда получается очень
230
Термическая обработка деталей машин
3)	в стальных отливках, даже если они медленно охлаждались
в форме, всегда велики внутренние литейные
напряжения. Дело в том, что отливки с равномерной тол-
щиной стенок сравнительно редки; обычно отливки состоят из
массивных частей, сопряженных с более тонкостенными. Затвер-
девают отдельные части отливок неодновременно и охлаждаются
также неравномерно. А там, где есть неравномерность распреде-
ления температуры, та'м неизбежны внутренние напряжения.
Таблица 23
Механические свойства стали 20Л
до и после отжига
Механические свойства	Значения свойств	
	до отжига	после отжига
	38,3	43,7
rjB	15,9	25,4
ф	20,3	50,2
I	ак	1,3	6,0
Из сделанного рассмотрения
следует, что наиболее подходя-
щей термической обработкой
стальных отливок является от-
жиг. В самом деле, отжигом
можно решить одновременно все
три задачи: измельчить структу-
ру, улучшить обрабатываемость
и снять внутренние напряжения.
Отжиг стальных отливок
производится непременно после
отрезки прибылей и литников.
Дело в том, что отрезка прибылей и литников производится кис-
лородно-ацетиленовым' пламенем. Зоны, прилегающие к месту реза,
подвергаются нагреву до очень высокой температуры — неизбежен
перегрев этих зон. Поэтому, если производить отрезку прибыл
и литников после отжига, то структура в некоторой части объема
отливок окажется испорченной.
Загрузку отливок для отжига следует производить в холодную
печь или, по крайней мере, в печь, охлажденную до темпера-
туры не выше 300—400° После выравнивания температуры по
всей садке (1—2 часа или больше в зависимости от величины сад-
ки) производится медленный нагрев со скоростью около 100°/час
до температуры отжига, которая устанавливается в зависимост
от марки стали. При температуре отжига отливки выдерживаются
в течение времени, определяемого из расчета: Р/2—2 мин. на каж-
дый миллиметр максимальной толщины стенки отливки.
Охлаждение после отжига производится медленно — с печью
до температуры не выше 300°; дальнейшее охлаждение может
производиться на воздухе.
Отливки из низкоуглеродистых сталей (15Л; 20Л) можно под-
вергать вместо отжига нормализации. Нормализацию при-
ходится применять и к отливкам из стали с большим содержанием
углерода, если их механические свойства в отожженном со-
стоянии оказываются ниже требуемых. После нормализации
таких отливок должен производиться высокий отпуск (600—650°)
для улучшения обрабатываемости и снятия внутренних напря-
жений.
Термическая обработка поковок валов
231
Для массивных отливок из углеродистых сталей иногда одного
отжига оказывается недостаточно. В таких отливках получается
очень грубая дендритная структура, распределение углерода в
зернах аустенита крайне неравномерное, и обычным отжигом вы-
равнять концентрацию углерода не удается. Для устранениявну-
трикристаллической ликвации применяется поэтому гомоге-
низирующий отжиг, который производится при темпе-
ратуре 900—1000° в течение нескольких часов (5—10). Такая
температура гомогенизирующего отжига недостаточна для полного
выравнивания концентрации углерода в зернах аустенита, но ею
приходится довольствоваться, потому что при более высоких тем-
пературах вследствие сильного размягчения может получиться
значительная деформация отливок. После гомогенизирующего
отжига проводится второй — обычный отжиг.
Отливки из легированных сталей перлитного класса подвер-
гаются гомогенизирующему отжигу (массивные отливки), нормали-
зации, закалке и высокому отпуску. Отливки из легированных
сталей аустенитного класса (например, отливки из высокомарган-
цовой стали) подвергаются закалке.
76.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ПОКОВОК ВАЛОВ
Поковки валов в зависимости от сечения и предъявляемых к ним
механических свойств изготовляются из углеродистых качествен-
ных сталей марок 30, 35, 40 или из легированных конструкцион-
ных сталей. В табл. 24 приведены нормы механических свойств
сталей для поковок валов и цельнокованых роторов паровых турбин
по техническим условиям бывшего Министерства тяжелого машино-
строения.
В зависимости от предъявляемых механических свойств поковки
валов делятся на шесть категорий. Чем выше требуемые механи-
ческие свойства, тем из более легированной стали изготовляются
поковки. Это вполне естественно и пояснений не требует. Следует
обратить внимание на то, что в табл. 24 указываются рекомендуе-
мые марки стали.
Окончательный выбор марки стали предоставляется заводу,
изготовляющему поковки: обязательными являются механические
свойства, а не химический состав.
Технические условия на поковки (в том числе поковки валов)
установлены ГОСТ 8479—57
Поковки из сталей марок 35 и 40 по этому стандарту соответ-
ствуют I категории Технических условий МТМ. При составлении
технических условий на поковки валов из углеродистых сталей
следует руксводствоваться не нормами МТМ, а указанным стан-
дартом. По этому стандарту поковки разделены на классы, раз-
232
Термическая обработка деталей машин
Таблица 24
Минимальные значения механических свойств сталей
для поковок валов и цельнокованых роторов паровых турбин
Категория поковки		°т		ф		Рекомендуемая сталь	1	
						группа	марка
I	52	28	19	40	4	Углеродистая Никелевая	35,40 35Н
II	58	35	17	40	5	Никелевая Хромомолибденовая	40Н 34ХМ, i 34ХМ1А j
III	65	50	15	40	6	Хромомолибденовая	34ХМ, 34ХМ1А
IV	72	60	15	40	6	Хромоникелемолибде- новая	34ХН1М, 34ХН2М
V	82	70	14	40	6	Хромоникелемолибде- новая	34ХН1М, 34ХН2М, 34XH3M, 34X2H3M
VI	87	75	13	40	6	Хромоникелемолибде- нованадиевая	34ХНЗМФ
Примечание. Кроме сталей марок 35 и 40, остальные рекомендуемые стали являются нестандартными.							
личающиеся значениями механических свойств. В основу класси-
фикации положены минимальные значений предела текучести.
Выбор марки стали предоставляется заводу, изготовляющему
поковки.
В зависимости от требуемых значений механических свойств
выбирается та или иная марка углеродистых или легированных
сталей.
При относительно невысоких значениях механических свойств
в качестве материала для поковок выбираются марки углероди-
стых сталей, обычно качественных — 30, 35, 40 и 45.
При более высоких требованиях к механическим свойствам
поковки изготовляются из легированных сталей. Чем выше зна-
чение предела прочности и предела текучести, тем более высо-
кой должна быть степень легированности стали.
Выбор марки стали определяется также размерами поковок:
чем больше максимальное значение поковок, тем более легиро-
ванной должна быть сталь. Это объясняется тем, что с повыше-
нием степени легированности увеличивается прокаливаемость
стали и, значит, требуемые механические свойства будут обеспе-
чены в большей массе поковки.
Термическая обработка поковок валов
233
Технологический процесс изготовления валов состоит из сле-
дующих операций:
Поковки I —II категории
ковка
отжиг
обдирка
нормализация
отпуск
испытания
окончательная механиче-
ская обработка
Поковки III—VI категории
ковка
изотермический отжиг
обдирка
закалка
отпуск
испытания
окончательная механиче-
ская обработка
Поковки валов I категории из углеродистой стали иногда не
подвергаются обдирке, а механическая обработка производится
полностью после испытания. В связи с этим отпадает и операция
отжига. Для легированных же сталей и особенно сложнолегиров-
ванных отжиг после ковки совершенно обязателен, так как этот
отжиг устраняет опасность возникновения флокенов.
Флокены — это обычно очень многочисленные тонкие из-
вилистые трещины, обнаруживаемые только на обработанных
поверхностях готовых деталей или на вырезанных из специальных
припусков поперечных темплетах. Длина флокенов может быть раз-
личной — от долей миллиметра до нескольких десятков миллимет-
ров. Ширина флокенов—сотые доли миллиметра. Сталь, пора-
женная флокенами, имеет очень низкие пластические свойства.
Причиной образования флокенов является, по-видимому (точно это
не установлено), водород, растворяющийся в жидкой стали при
плавке и остающийся растворенным в ней и в твердом состоянии.
При понижении температуры растворимость водорода в стали по-
нижается, он выделяется из решетки железа и скапливается в ми-
кропорах. Когда давление его становится очень большим (сотни
и тысячи атмосфер), он вызывает разрыв стали.
Установлено, что замедленное охлаждение (10—207час) стали
после ковки, особенно при температурах 200° и ниже, полностью-
устраняет опасность возникновения флокенов. Сталь становится,
как говорят, нефлокеночувствительной, сколько бы раз после
этого она ни нагревалась и ни охлаждалась. По-видимому, при мед-
ленном охлаждении водород успевает продиффундировать к по-
верхности и выделиться в атмосферу.
Вместо замедленного охлаждения можно применить изотерми-
ческий отжиг при температуре 640—660° Продолжительность
выдержки при этой температуре зависит от марки стали и размера
поковки:
Диаметр поковки в мм	Стали марок 34ХН1М и 34ХН2М	Стали марок .34XH3M и 34X2H3M
до 300	24 час.	60 час.
300—500	36 »	90 »
500—700	60 »	120 »
700—1000	96 »	180 >
234
Термическая обработка деталей машин
График термической обработки’ поковок валов представлен на
фиг. 145. Посадка поковок производится в печь, нагретую до темпе-
ратуры не выше 500—650° (обычно 300—400°). Нагрев до этой
температуры производится со скоростью, зависящей от марки
стали и наибольшего диаметра поковки (см. главу V). При темпе-
ратуре 600—650° производится выдержка в течение нескольких
часов (2—5) для выравнивания температуры по всему сечению.
Дальнейший нагрев до температуры нормализации или закалки
может производиться, как нами было установлено раньше (см.
главу V), с максимальной скоростью, какую может развить печь.
850-880
£
600-050
Закалка
600-650
Отпуск
Охлаждение
W
Охлаждение
на воздухе
с печью

из6/1ечение\/П д
из закалочного В отпускную печь
Время
Фиг. 145. График термической обработки поковок валов.
В настоящее время некоторые заводы применяют скоростной нагрев:
помещают поковки из углеродистых и низколегированных сталей
в печь, нагретую до 950—1000° Для поковок, прошедших до
этого отжиг и поэтому не имеющих внутренних напряжений, та-
кой скоростной нагрев вполне допустим.
Температура нормализации или закалки устанавливается в за-
висимости от марки стали (см. табл. 15). Для сложнолегирован-
чых сталей нестандартных марок температуры закалки равны:
Марка стали	Температура закалки
в градусах
34ХМ, 34ХМ1А, 34ХН1М. ......	850—870
34ХН2М, 34XH3M, 34X2H3M 34ХНЗМФ	840—860
Выдержка при температуре нормализации или закалки опре-
деляется по формуле (12):
^«,-(0,5^ 1,0) Нмм
(в данном случае Н = DMaKC).
Для низколегированных сталей, слабо прокаливающихся, нет
необходимости в длительной выдержке при температуре нормали-
зации или закалке для выравнивания температуры по всему се-
чению: все равно центральные части не закалятся.
При нормализации охлаждение достаточно произвести до темпера-
туры 400—450°, после чего поковки загружаются в печь на отпуск.
Термическая обработка поковок валов
235
При закалке поковок из сложнолегированных сталей необхо-
димо производить глубокое охлаждение, так, чтобы центральные
части поковки охладились до температуры ниже 300° В этом слу-
чае в центральных частях поковки будет предотвращено Лг'-пре-
вращение и произойдет мартенситное или Лг"-превращение, и ме-
ханические свойства после отпуска в центре поковки получатся
высокими. Если же температура центра поковки в конце ее охлаж-
дения в закалочном баке окажется выше 300°, то возможно проте-
кание ^^'-превращения и пластические свойства стали и в особен-
ности ее ударная вязкость окажутся сильно пониженными.
Для того чтобы температура в центре поковки понизилась ниже
300°, необходимо продлить пребывание поковки в закалочном ба-
ке: для поковок диаметром 400 мм при закалке в масле до 40 мин.,
для поковок диаметром 600 мм до 160—200 мин.
Температура печи при посадке в нее поковок на отпуск должна
быть невысокой: 150—300° и тем ниже, чем больше наибольший
диаметр поковки и чем более легирована сталь. Нагрев до темпе-
ратуры отпуска производится с очень малой скоростью 20—807час
(меньшие значения относятся к поковкам большого диаметра 800—
1000 мм — из сложнолегированных сталей; большие — к поков-
кам меньшего диаметра из углеродистых и низколегированных ста-
лей).
Температура отпуска устанавливается на основании табл. 25
или накопленного заводского опыта.
Таблица 25
Температуры отпуска поковок
Марка стали 1	i	Температура отпуска в °C для достижения значений предела текучести						
	30—35	1 35-40 1	40—45	1 1 50—55 1	1 ! 60—65 1	1 । 75—80	8 0—85
, 40.40Н	630—660	1 620—650	600—630			| 					
40Х	—	630—660	610—640	580—620	1 —	—	— 1
34ХМ	—	—	640—660	590—640	580—620	—	—
! 34ХН1М	—	—	—	610—650	*590-^640	570—590	—
34ХНЗМ	—	—	—	630—650	1600—640	570—600	550—570 I
34ХН4М	—	—	—	—	—	580—600	550—580
Продолжительность выдержки при температуре отпуска в 2—3
раза превышает продолжительность выдержки при температуре
закалки и определяется из расчета 2 мин. на 1 мм наибольшего
диаметра вала. Охлаждение после отпуска производится медлен-
ное — со скоростью 20—507час (тем медленнее, чем больше по-
ковка) до температуры 100—300° Дальнейшее охлаждение может
производиться на воздухе.
Режим термической обработки крупных поковок в части вре-
мени нагрева и охлаждения, продолжительности выдержки, тре-
236
Термическая обработка деталей машин
бует уточнения: есть все оснсвания предполагать, что применяе-
мые в заводской практике скорости нагрева и охлаждения во мно-
гих случаях занижены, а продолжительности выдержек завышены.
Пересмотр и исправление режимов может быть обоснованно произ-
ведено лишь на основании тщательно и всесторонне поставленных
экспериментов. Беда только в том, что эксперименты с крупными
поковками очень сложны и очень дороги.
Поковки валов подвергаются следующим видам испытаний:
1) механические испытания; 2) испытания на флокены; 3) опре-
деление остаточных напряжений.
В зависимости от степени ответственности поковок они делятся
на пять групп. В соответствии с этим ГОСТ 8479—57 устанав-
ливает различные нормы механических испытаний,
указанные в табл. 26.
Таблица 26
Нормы испытаний поковок
(ГОСТ 8479—57)
	Основные признаки группы		Обязательные для 1 приемки показатели 1 механических свойств
Группа поковок	характер контрольных испытаний	условия комплектования партии	
I	Без испытаний	Поковки одной мар- ки стали	—
! II	Определение твердо- сти от партии	Поковки одной марки стали, прошедшие термообработку по одинаковому режиму	Н В
III 1 1	Определение твер- дости каждой поков- ки	Поковки одной марки стали, совме- стно прошедшие термообработку	
IV 1 1	Определение твердо- сти каждой поковки и механических свойств от партии	Поковки одной плавки, совместно прошедшие термиче- скую обработку	! । ат или ав (по выбо- ру заказчика),
V	Определение меха- нических свойств каждой поковки	Принимается инди- видуально каждая поковка	
Поковки валов относятся иногда к группе IV, обычно же к груп-
пе V- Все крупные поковки из сложнолегированных сталей отно-
сятся только к группе V.
Образцы для механических испытаний вырезаются из специ-
ально предусмотренных припусков — «проб» (фиг. 146). Для срав-
нительно небольших поковок валов (диаметром до 500 мм) I ка-
тегории из углеродистых сталей обычно ограничиваются одной
Термическая обработка поковок валов
237
пробой от того конца поковки, который соответствует прибыльной
части слитка. Для более ответственных и более крупных поковок
пробы берутся от обоих концов. Для весьма ответственных и очень
крупных поковок (валы турбин и турбогенераторов и т. п.) пробы
берутся от обоих концов поковки и от бочки.
Из проб от концов поковки образцы вырезаются на расстоянии
х/з радиуса от поверхности поковки. Из каждой пробы изготов-
ляется два разрывных образца и два образца для испытания на удар.
Как правило, образцы изготовляются продольные, т. е.
Прибыльная часть
 слитка
Фиг. 146. Чертеж поковки вала.
ПппЬп Тангенциальный
Продольный образец
Фиг. 147. Расположение про-
дольных и тангенциальных
образцов в поковке вала.
такие, ось которых параллельна оси поковки. Для тех валов, ко-
торые испытывают в работе большие касательные напряжения (на-
пряжения кручения), испытание поковок производится на так на-
зываемых тангенциальных образцах (фиг. 147),
ось которых параллельна касательной к поперечному сечению по-
ковки. Тангенциальные образцы обычно вырезаются из пробы на
бочке вала со стороны прибыльной части слитка. Так как танген-
циальные образцы перпендикулярны направлению волокон поков-
ки, то значения механических свойств, определенные на танген-
циальных образцах, получаются меньше значений механических
свойств, определенных на продольных образцах и тем, разумеется,
меньше, чем больше степень вытяжки при ковке. ГОСТ 2334—50
и ГОСТ 2335—50 устанавливали следующие величины снижения
норм механических свойств, определяемых на тангеницальных об-
разцах, по сравнению с нормами механических свойств, определ-
ляемых на продольных образцах:
и ау	. на 5%
8б и ак	. на 25%
ф	на 20%
Как показал, однако, опыт многих заводов, эти величины сни-
жения оказываются недостаточными: в действительности значения»
относительного удлинения, относительного сжатия и ударной вяз-
кости, определенные на тангенциальных образцах от концов вала,
бывают снижены более значительно.
238	Термическая обработка деталей машин
Испытанию на флокены подвергаются ответствен-
ные поковки валов из сложнолегированных сталей, наиболее фло-
кеночувствительных. Испытание на флокены состоит в травлении
специальными реактивами шеек и торцов валов, а у роторов — еще
и торцов бочек. Испытание на флокены состоит из следующих опе-
раций: 1) шлифовка, очистка и обезжиривание исследуемой по-
верхности; 2) травление в течение 10 мин. 15-процентным водным
раствором персульфата аммония; 3) последующее травление в те-
чение 5—10 мин. 10-процентным водным раствором азотной ки-
слоты; 4) двукратный осмотр протравленной поверхности: в пер-
вый раз через 10 мин. после травления и второй раз не ранее чем
через сутки.
Определение внутренних напряжений
производится для особо ответственных поковок и выполняется
так. Участок бочки (проба) шириной 20—25 мм тщательно обраба-
тывается и шлифуется. Измеряется диаметр в четырех направле-
ниях. Измерение производится на станке после полного охлажде-
ния вала. Участок бочки, на котором производились замеры, вы-
резается в виде кольца при минимальной скорости резания и мини-
мальной подаче и при обильном охлаждении. После этого произво-
дятся вторичные замеры тех же самых диаметров, которые были
замерены ранее. Если в поковке были внутренние напряжения,
значения диаметров до и после вырезки кольца не совпадают.
Определение внутренних тангенциальных напряжений произво-
дится по упрощенной формуле:
а=ЕД-,	(28)
где Е — модуль упругости;
ДО—среднее значение (из четырех) изменения диаметра D.
Допустим, что D ~ 600 мм и что Д О = 0,12 мм.
Тогда
3 = 20000-^=4 /сг/Л4Л«2.
600	' '
Для поковок I, II и III категорий внутренние напряжения долж-
ны быть не более 10% от фактического минимального значения пре-
дела текучести, для поковок IV—VI категорий не — более 8%.
77.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ПРУЖИН
Витые цилиндрические пружины изготовляются из углероди-
стых сталей марок 65, 70, 75 и 85, из кремнистых — марок 50С2,
55С2, 60С2, 60С2А, марганцовых — марки 65Г, кремнистомарган-
цовых марок 55СГ, 55ГС, 60СГ, 60СГА и некоторых других более
сложнолегированных сталей: 60С2ВА, 60С2Н2А, 60С2ХФА, 60С2ХА,
50ХФА, 50ХГФА. Наиболее типичная пружинная сталь —
кремнистая марки 60С2. Из нее навивается наибольшее количест-
Термическая обработка пружин
239
во пружин. Сталь эта относительно дешева, так как не содержит,
дорогих легирующих элементов, более проста, чем другие пружин-
ные стали в отношении термической обработки и в то же время об-
ладает высокими упругими свойствами (высоким пределом текуче-
сти). Термическая обработка пружин обычно состоит из закалки
в масле и отпуска. В некоторых случаях, когда исходная сталь имеет
крупное зерно, предварительно производится нормализация.
При нагреве пружин для закалки должны быть приняты меры,
предупреждающие изменение размеров и формы. Для этого необ-
ходимо прежде всего, чтобы пружины нагревались в лежачем поло-
жении, так как пружина, поставленная на торец, может «сесть»
при нагреве под действием собственного веса. Под печи, на кото-
рый укладываются пружины, должен быть гладким и ровным, что-
бы пружины не искривлялись. Длинные тонкие пружины рекомен-
дуется во избежание искривления надевать на оправку из отрезка
тонкостенной трубы. Пружины с плотной навивкой (без зазоров
между витками) следует туго обвязать проволокой по образующей
цилиндра на всю длину, чтобы их не «развело» при нагреве.
Температуры закалки пружин следующие:
1	Марки стали	Температура
'	закалки	°	С
65	840
70	830
75—85	820
65Г	830
50С2 и 55С2	870
60С2 и 60С2А	870
55ГС	820
55СГ	880
60СГ и 60СГА	860
65С2ВА и 60С2Н2А	850
60С2ХФА	850
60С2ХА	870
50ХФА и 50ХГФА	850
При нагреве пружин под закалку следует иметь в виду, что все
стали, легированные кремнием, очень склонны к обезуглерожива-
нию. Поэтому нужно ограничиваться самой непродолжительной
выдержкой их при температуре закалки из расчета 1 мин. на 1 мм
диаметра проволоки. Кроме того, должны приниматься меры, пре-
дупреждающие обезуглероживание, хотя бы наиболее элементар-
ные: посыпать на под печи древесный уголь или отработанный кар-
бюризатор.
Стали, легированные-марганцем, очень чувствительны к пере-
греву. Поэтому при нагреве пружин из марганцовой стали нужно
очень тщательно следить за температурой печи.' Закалка пружин
производится, как правило, в масле, независимо от того, из какой
стали — углеродистой или легированной — они изготовлены. Опу-
скать пружины в закалочный бак необходимо в вертикальном по-
240
Термическая обработка деталей машин
ложении: ось пружины должна быть перпендикулярна поверхности
жидкости.
Отпуск пружин следует производить непременно в селитряных
ваннах. При отпуске в камерных печах механические свойства (и
твердость в том числе) получаются неравномерными по длине пру-
жины. Иногда это приводит к тому, что пружины разрушаются при
испытании или — что еще хуже — в эксплуатации. На это обстоя-
тельство рекомендуется обратить самое серьезное внимание.
Температуры отпуска устанавливаются в зависимости от марки
стали:
Марка стали
60, 70, 75 и 85
65Г
50С2 и 55С2
60С2 и 60С2А
55ГС
55СГ
60СГ и 60СГА
60С2ХФА
60С2ХА, 65С2ВА и 60С2Н2А
50ХФА и 50ХГФА
Температура
отпуска в °C
480
480
460
460
480
460
460
410
420
520
Продолжительность отпуска устанавливается из расчета 1V2
минуты на 1 мм диаметра проволоки, но не менее получаса.
Для пружин, навиваемых из проволоки диаметром .10 мм и мень-
ше, обычно применяется специальная холоднотянутая патенти-
рованная проволока марок В (высокой прочности), П (повышен-
ной прочности), Ненормальной прочности) по ГОСТ 5047—49 или
марок ОВС (проволока особо высокого сопротивления) и ВС (про-
волока высокого сопротивления) по ГОСТ 1546—53. Обращаем внима-
ние, что эти марки В, П, Н, ОВС и ВС обозначают не марку стали,
а марку проволоки. Проволока этих марок изготовляется из марок
углеродистых пружинных сталей, которые были названы выше.
Патентированная проволока имеет очень высокие значения пре-
дела прочности; например, предел прочности проволоки марки В
диаметром 1 мм равен 250 кг!мм\ а проволоки той же марки диа-
метром 6 мм 140 кг!мм?. Значения предела текучести составляют
0,8—0,9 от значений предела прочности. При столь высокой проч-
ности и упругости патентированная проволока обладает в то же
время прекрасной пластичностью и вязкостью.
Большое преимущество патентированной проволоки* состоит
в том, что навитые из нее пружины не нужно закаливать? Больше
того, если пружину, навитую из патентированной проволоки, зака-
лить, то упругие свойства ее могут стать даже несколько ниже, так
как. при нагреве под закалку снимается наклеп.
Пружины, навитые из патентированной проволоки, подверга-
ются только отпуску (предпочтительнее в масляных ваннах или
Термическая обработка пружин
241
в печах с принудительной циркуляцией воздуха при температурах
200—250°) для снятия напряжений, возникших при навивке. Ино-
гда при навивке пружин растяжения без зазоров между витками
(шаг навивки равен диаметру проволоки) витки бывают так плотно
прижаты один к другому, что приходится прилагать некоторое
усилие чтобы^ оторвать витки один от другого. Это усилие Рн
представляет собой первоначальный натяг (фиг. 148). При наличии
Фиг. 148. Характеристика
нормальной пружины 1 и пру-
жины с первоначальным на-
тягом 2.
деформации
— f2 Ч—
Длина пружины после
сжатия на f2 мм
Длина пружины после

сжатия на мм
Свободная длина пружины
(непогруженной)
Фиг. 149. Характеристика пружины с указа-
нием «точек», при которых производится ее
испытание.
первоначального натяга нарушается прямая пропорциональность
между усилием Р и деформацией /. Для устранения первоначаль-
ного натяга отпуск таких пружин рекомендуется производить при
более высокой температуре (400—450°).
Твердость пружин в результате закалки и отпуска должна быть
в пределах 40—45 Rc. Точно определить твердость на самой пру-
жине обычно невозможно. Поэтому поступают так: к одной из
пружин в партии привязывают небольшой выпрямленный кусок
той же проволоки, из которой навиты пружины («свидетели»). Этот
свидетель подвергается той же термической обработке, что и пру-
жины и поэтому по его твердости можно судить о твердости пружин.
Твердость пружин из патентированной проволоки обычно не про-
веряется.
Термически обработанные пружины подвергаются механиче-
ским испытаниям на растяжение или сжатие. Испытания состоят
в том, что пружина (если она достаточно большая) растягивается
или сжимается на испытательной машине на некоторую величину,
указанную в чертеже, и по силоизмерительной шкале машины опре-
деляется соответствующее этой деформации усилие (фиг. 149). Если
усилие находится в установленных чертежом допусках, то пружина
считается годней. Иногда в чертежах задается усилие, которое
16 Б. П. Захаров
Термическая обработка деталей машин
должно быть приложено к пружине для ее растяжения или сжатия,
и определению при испытании подлежит величина деформации.
Если опять-таки величина деформации находится в установлен-
ных допусках, то пружина считается годной. Ответственные пру-
жины подвергаются сплошному контролю (т. е. каждая пружина
в отдельности), менее ответственные — выборочному.
Пружины небольших размеров испытывать на испытательном
прессе неудобно. Поэтому их испытывают при помощи гирь и штан-
генрейсмуса в приспособлениях, как это показано на фиг. 150.
Пружины, у которых при испытании усилие не соответствует за-
Фиг. 150. Испытание малых пружин
при помощи гирь.
Фиг. 151. Характеристика
отожженной и закаленной
пружины.
данной чертежом деформации (или наоборот), считаются негодны-
ми. Следует указать, что это отнюдь не вина термической обработ-
ки. В самом деле, зависимость деформации / пружины от усилия
Р выражается формулой:
(29)
Gd4	7
где п — число рабочих (т. е. деформирующихся) витков:
D — средний диаметр пружины (т. е. диаметр винтовой линии,
образуемой осью проволоки);.
G — модуль упругости второго рода;
d — диаметр проволоки.
В эту формулу (29) входит только одна величина, характери-
зующая свойства металла — модуль упругости- G. А эта величина
не зависит от термической обработки: модуль упругости (и первого,
и второго рода) совершенно одинаков и для отожженной и для за-
каленной стали. Таким образом, характеристика пружины зависит
(при данном материале) исключительно от ее термической обработ-
Термическая обработка шестерен
ки. Невольно сразу же возникает вопрос: зачем же в таком слу-
чае производится закалка пружин. А дело объясняется очень про-
сто: формула (29), как и все формулы сопротивления материалов,
справедлива только для упругих деформаций и не может быть при-
менена для деформаций пластических. Закаливая пружину, мы
повышаем предел текучести стали, т. е., иными словами, расширяем
область упругих деформаций — расширяем область применимости
формулы (29). Сказанное хорошо иллюстрируется фиг. 151. Прямая
О—1—характеристика пружины в любом состоянии: отожженном
или закаленном. Угол наклона ср— величина для данной пружины
постоянная, как это следует из формулы:
(вместо / подставлено его значение из формулы (29).
Для отожженной пружины формула (29) справедлива до значе-
ния Рт\ь, соответствующего пределу текучести отожженной стали.
После достижения значения РТ о характеристика отожженной пру-
жины выражается кривой отжиг. Для закаленной пружины фор-
мула (29) становится справедливой до значения РТ з соответствую-
щего пределу текучести закаленной стали. После достижения зна-
чения РТ 9 характеристика закаленной пружины выразится кривой
закалка.
Поэтому если при испытании пружины окажется, что пружина
по усилию не отвечает заданной деформации, причину нужно ис-
кать в отклонении ее геометрических размеров (n, D, d) от задан-
ных чертежом: либо диаметр пружины больше или меньше чер-
тежного, либо пружина навита из проволоки не того диаметра,
либо при навивке допущена ошибка в числе витков.
78.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ШЕСТЕРЕН
При работе шестерен в наиболее тяжелых условиях находятся
их зубья. Зубья должны быть очень прочными, так как именно они
передают большие крутящие моменты, и в то же время весьма из-
носостойкими, потому что искажение их профиля в результате из-
носа может привести к нарушению плавности зацепления. Соот-
ветствующие требования предъявляются к сталям, из которых
изготовляются шестерни.
Шестерни, передающие небольшие крутящие моменты, т. е.
работающие при малых удельных давлениях и небольших скоро-
стях, изготовляются из углеродистых сталей марок 45 или 50. При
более тяжелых условиях работы (большие удельные давления и
высокие скорости) для изготовления шестерен применяются леги-
рованные стали марок 40Х, 35ХМ, 50Г2, 40ХН и т. п. Наконец,
шестерни, работающие также в тяжелых условиях и, кроме того,
испытывающие в работе удары, изготовляются из цементируемых
16*
244
Термическая обработка деталей машин
сталей — преимущественно легированных марок 20Х, 20X3,
12ХНЗА, 18ХГТ, 18ХНВА и др.
Шестерни из углеродистой стали марки 45 подвергаются закал-
ке в воде с температуры 820—840° и высокому отпуску при тем-
пературе 520—550° на твердость 220—250 Нв.
Шестерни из хромистой стали марки 40Х закаливаются в масле
с температуры 830—840° Отпуск производится по-разному: если
шестерни предназначены для работы при небольших удельных дав-
лениях, то они отпускаются при температуре 600—650° на твер-
дость 230—260 Нв Если же при работе на зубья шестерни дей-
ствуют значительные удельные давления, то во избежание смятия
поверхности зубьев производится низкий отпуск при температуре
180—200° на твердость 45—50 Rq.
Для повышения поверхностной твердости шестерни из углеро-
дистых и низколегированных улучшаемых сталей могут подвер-
гаться (и на многих заводах подвергаются) поверхностной закалке.
До поверхностной закалки производится нормализация или улуч-
шение. Поверхностной закалке должен подвергнуться слой равно-
мерно по всему контуру шестерни или, по крайней мере, боковые
поверхности зубьев, наиболее сильно изнашивающиеся в работе.
Повысить поверхностную твердость шестерен из улучшаемых
сталей можно также цианированием (жидкостным или газовым)
на глубину 0,2—0,3 мм. Цианирование совмещается с закалкой.
Шестерни из цементируемых сталей подвергаются цементации
на глубину 1—1,5 мм. Шестерни из низколегированных сталей
(20Х, 18ГТ) закаливаются непосредственно после цементации (с це-
ментационного нагрева), но с применением подстуживания. Это
и проще, и сопряжено с меньшими деформациями. С шестернями
из более высоколегированных сталей (12ХНЗА и др.) так посту-
пать нельзя, потому что в структуре стали сохраняется очень
большое количество (до 60—70%) остаточного аустенита, разло-
жить который очень трудно: при обработке холодом часто полу-
чаются трещины. Поэтому шестерни из таких более высоколеги-
рованных сталей после цементации охлаждаются, а затем вновь
нагреваются под закалку до температуры 780—800° и закалива-
ются в масле. Иногда после закалки производится обработка хо-
лодом при температуре минус 60—80° (не ниже) для разложения
остаточного аустенита, а затем низкий отпуск при температуре
180—200° на твердость 60—63 Rc.
Если при цементации получается карбидная сетка, то после
цементации перед закалкой производится еще нормализация.
ЛИТЕРАТУРА
1.	М. Ф. Сичиков, Металлы в турбостроении, Машгиз, 1954.
2.	А. А. Астафьев и К. А. Ермаков, Скоростной нагрев поковок
при термической обработке, «Вестник машиностроения» № 4, 1955.
Термическая обработка режущих инструментов	245
3.	А. А. Астафьев и К. А. Ермаков, Закалка крупных поковок,
«Металловедение и обработка металлов» № 4, 1956.
4.	В. И. Смирнов, Термическая обработка стальных рессор и пру-
жин, Металлургиздат, 1944.
5.	А. Д. Ассоно в, Металлы и сплавы в автостроении, Машгиз, 1954;
глава II, раздел «Характеристика стали, применяемой для изготовления ше-
стерен».
ГЛАВА XVI
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ИНСТРУМЕНТОВ
79.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА РЕЖУЩИХ ИНСТРУМЕНТОВ
ИЗ УГЛЕРОДИСТЫХ И НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ
К сталям для режущих инструментов предъявляются следую-
щие основные требования. Эти стали должны иметь прежде всего
высокую твердость (60—65 7?с) в закаленном состоянии,
достаточную^ для того, чтобы режущий инструмент мог легко вре-
заться в обрабатываемый материал. Помимо высокой твердости,
стали для режущих инструментов должны обладать высокой
износостойкостью, чтобы рабочие грани инструмента
не истирались Ё процессе работы в результате трения об обраба-
тываемую деталь и стружку.
Этим требованиям отвечают инструментальные стали с высо-
ким содержанием углерода — в основном заэвтектоидные. Из
углеродистых инструментальных сталей
типичными для режущих инструментов являются марки У10 и
УЮА, У11 и УНА, У12 и У12А. Стали марок У13 и У13А для
режущих инструментов почти не применяются, так как они вслед-
ствие высокого содержания в них углерода оказываются чрезмер-
но хрупкими.
Но углеродистые инструментальные стали обладают, как мы
знаем, значительными недостатками, ограничивающими их приме-
нение. Основной их недостаток — низкая теплостойкость: при
нагреве режущей части инструмента до температуры 200—250°'
твердость углеродистой стали значительно уменьшается и инстру-
мент «садится». Поэтому в настоящее время из углеродистых ин-
струментальных сталей изготовляются лишь такие режущие инст-
рументы, которые в работе нагреваются слабо.
Во всех же тех случаях, когда при обработке выделяется боль-
шое количество тепла и, следовательно, от режущего инструмента
требуется высокая теплостойкость, применяются быстроре-
жущие стали. Еще более высокой теплостойкостью обла-
дают твердые режущие сплавы. В последнее время
стали применяться еще более теплостойкие режущие материалы —
246
Термическая обработка инструментов
керамические. Быстрорежущие стали, твердые сплавы
и керамические режущие материалы - - основные материалы для
инструментов, применяемых при скоростном резании металлов.
Для изготовления некоторых режущих инструментов приме-
няются низколегированные	высокоуглеро-
дистые инструментальные стали. Теплостой-
кость низколегированных инструментальных сталей, хотя и не-
сколько выше теплостойкости углеродистых инструментальных
сталей (см. фиг. 47), все же значительно ниже теплостойкости бы-
строрежущих сталей. Поэтому из низколегированных инструмен-
тальных сталей режущих инструментов для скоростного резания
не делают. Преимущества низколегированных инструментальных
сталей состоят совсем в другом.
Крупные режущие инструменты нельзя изготовлять из углеро-
дистых инструментальных сталей из-за их низкой прокаливаемо-
сти и высокой критической скорости закалки. При закалке круп-
ных инструментов даже в воде действительная скорость охлажде-
ния получается меньше критической скорости закалки, и необхо-
димой твердости не получается. В лучшем случае закаливается
на мартенсит лишь тонкий поверхностный слой, и он может быть
продавлен большими удельными давлениями, возникающими в про-
цессе резания. При закалке же даже в масле крупных инструмен-
тов из низколегированных инструментальных старей действитель-
ная скорость охлаждения получается больше критической скоро-
сти закалки. Инструменты прокаливаются насквозь и получают
высокую твердость. Вместе с тем опасность возникновения зака-
лочных трещин при закалке в масле почти полностью устраняется,
что очень существенно для крупных инструментов сложной формы.
Применяются низколегированные инструментальные стали так-
же для изготовления длинных и тонких инструментов (длинные и
тонкие сверла, длинные и тонкие развертки, длинные и тонкие мет-
чики, длинные протяжки), деформация которых при закалке долж-
на быть наименьшей. Это, как мы знаем, достигается при закалке
в масле.
Наконец, некоторые низколегированные инструментальные ста-
ли (например, марок ХГ иХВГ) относятся к числу м а л о де фо р-
мирующихся.
К числу низколегированных инструментальных сталей, наи-
более часто применяемых для изготовления режущих инструмен-
тов, относятся стали следующих марок по ГОСТ 5950—51: X, 9Х,
9ХС, ХГ, ХВГ и ХВ5.
Сталь марки ХВ5 получает при закалке очень высокую твер-
дость: 65—69 Rc. За ее способность получать такую высокую твер-
дость ее называют «алмазно й». Она применяется для режущих
инструментов, которыми обрабатываются детали с высокой твер-
достью, например чугунные валки с отбеленной поверхностью.
Термическая обработка режущих инструментов	247
Отметим, что при очень высокой твердости теплостойкость стали
марки ХВ5 невысокая — и обработку инструментами из этой стали
следует вести при умеренных скоростях резания.
Технологический процесс термической обработки различных
инструментов из углеродистых и низколегированных инструмен-
тальных сталей в основном одинаков. Некоторые различия в техно-
логическом процессе обусловливаются тем обстоятельством, что
одни инструменты (сверла, фрезьй должны получать сквозную за-
калку, для других же (метчики, плашки) предпочтительна несквоз-
ная закалка.
Рассмотрим термическую обработку сначала сверл, а затем
метчиков, как типичных представителей обеих групп режущих
инструментов.
Термическая обработка сверл. Сквозная закалка сверл необхо-
дима для того, чтобы высокую твердость получала и перемычка
сверла по всей длине рабочей части, а это необходимо для того,
чтобы сверло сохраняло высокую твердость при переточках. Поэ-
тому, в частности, для сверл из углеродистой стали выбираются
плавки повышенной прокаливаемости (балл II или III по шкале на
фиг. 42). Если отобрать сталь такой плавки почему-либо невоз-
можно, то сверла предварительно подвергаются нормализации
для получения пластинчатого перлита, сообщающего стали, как
мы знаем, более глубокую прокаливаемость.
Технологический процесс термической обработки сверл состоит
из следующих операций:
1)	подогрев в камерной печи до температуры 550—600° и окон-
чательный нагрев в соляной ванне до температуры закалки соот-
ветствующей марки стали (см. табл. 15); мелкие сверла из угле-
родистой стали можно нагревать сразу в соляной ванне, не про-
изводя предварительного подогрева; нагрев сверл (особенно мел-
ких) должен осуществляться в вертикальном положении: при подо-
греве в камерной печи сверла устанавливаются хвостовиками вниз
в отверстия, выдолбленные в кирпичах;
2)	сверла большого диаметра (больше 12 мм), изготовленные
из углеродистых инструментальных сталей, закаливаются в воде
с переносом в масло, мелкие сверла (диаметром меньше 12 мм) из
углеродистых сталей, а также все сверла из легированных сталей
закаливаются в масле; погружать сверла в закалочную жидкость
необходимо в строго вертикальном положении; вынимать сверла
из масла следует при температуре 150—200° (масло дымит на по-
верхности сверл);
3)	отпуск производится в масляной ванне при температуре
150—180° (сверла из углеродистых сталей) или 160—190° (сверла
из легированных сталей) в течение 1 часа;
4)	очистка от масла;
5)	правка.
248
Термическая обработка инструментов
Термическая обработка метчиков. Отличие термической обра-
ботки метчиков от термической обработки сверл состоит в том,
что метчикам желательно придавать несквозную закалку. Это же-
лательно прежде всего потому, что при несквозной закалке мень-
ше объемные изменения и шаг нарезки метчика получается более
точным. Кроме того, желательно, чтобы сердцевина метчика была
более вязкой и лучше выдерживала те большие напряжения кру-
чения, которые возникают в метчике при работе.
Для обеспечения несквозной прокаливаемости в рассмотренный
технологический процесс термической обработки вносят следую-
щие изменения. Для изготовления метчиков из углеродистой стали
выбираются плавки с минимальной прокаливаемостью (баллы /—
II по шкале на фиг. 42). Для метчиков из легированных сталей та-
кой возможности не существует и потому в отношении их прини-
мают иные меры для уменьшения прокаливаемости. Это, во-первых,
закалка с температуры, соответствующей нижнему пределу за-
калочных температур для данной стали, потому что, как было в
свое время указано, чем ниже температура закалки, тем меньше
прокаливаемость. Во-вторых, метчики следует нагревать в соля-
ной ванне, не делая предварительного подогрева в камерной печи.
Сама выдержка в соляной ванне должна быть наименьшей, и как
только поверхность метчика примет цвет соли, следует тотчас же
производить закалку.
Отпуск метчиков (и плашек) производится при более высокой
температуре (220—240°), чем отпуск сверл. Выбор более высокой
температуры отпуска преследует цель повышения вязкости сердце-
винной части инструмента.
Рекомендуемые стандартами и практикой марки сталей для раз-
личного типа инструментов и нормы твердости приведены в табл. 27.
В заключение этого параграфа рассмотрим, каким способом
производят термическую обработку хвостовиков инструментов.
Твердость хвостовой части инструментов должна быть в пределах
30—45 Rc. Такая твердость обеспечивает высокую прочность и в
то же время достаточно высокую вязкость. Чтобы придать инстру-
менту различную твердость (высокую в режущей части и более
низкую в хвостовой), поступают так. Производят две местных за-
калки. Сначала закаливают и отпускают (при температуре 400—
500°) хвостовую часть. Затем закаливают и отпускают режущую
час’ть. Для инструментов из углеродистых и легированных сталей
низкой теплостойкости (Х05, В1) можно не производить отпуска
хвостовой части: при нагреве под закалку режущей части про-
изойдет отпуск хвостовой части. Можно поступать и так: закалить
инструмент полностью, а затем произвести двойной отпуск: низкий
всего инструмента и более высокий (400—500°)—местный только
хвостовой части. Местный отпуск хвостовика можно произвести
кратковременным нагревом в соляной или свинцовой ванне. В ча-
Термическая обработка режущих инструментов
249
Таблица 27
Марки стали, применяемые для изготовления основных видов режущих
инструментов и нормы твердости
Наименование инструментов	Номер ГОСТ	Марки стали	1 I Размер рабочей части в мм	Rc
Резцы	—	Р18, Р9	все размеры	62—65
Сверла спираль- ные	2034—53	У10А, (УИА), У12А, 9ХС, (X, ХВГ) Р9, Р18	] до 10 У свыше 10 до 5 свыше 5	59—63 61—64 60—64 	62—65-
Зенкеры	1677—53	9ХС, (X) Р9, (Р18)	все размеры »	61—63 62—65
Развертки	1523—54	У10А, У12А, 9ХС, (X, ХВГ) Р9, (Р18)	1	3-8 ) свыше 8 3-6 свыше 6	59—63 60—64 61—63 62—65
Метчики	3449—54	У10А, (У11А), УИА Ф(9ХС, ХВГ) Р18, Р9	1 все размеры |	до 6 ' свыше 6	59—62 61—63 62—65
Плашки круглые	1679—53	9ХС допускается У10, У12, Ф,ХГ (Р9, Р18)	все размеры	58—62
Фрезы цилиндри- ческие, торцовые насадные, диско- вые трехсторон- ние, дисковые па- зовые, концевые торцовые, угло- вые, полукруглые, концевые обди- рочные	1695—48 4049—48 4050—48 4051—48 4676—49	Углеро дистые и легирован- ные инструмен- тальные стали (У10А, У12А, 9ХС, ХВГ, X, ХГ, ХВ5) Быстрорежу- щие стали (Р18, Р9)	все размеры все размеры	61-64 62—65
Фрезы дисковые зуборезные (мо- дульные)	1678—53	У12А, 9ХС	все размеры	61—64
Фрезы отрезные (пилы круглые) и прорезные (шли- цевые) Примечание, к маркам, установлен ных марок.	2679—54 Марки сталей [ным стандарта!	У12А, 9ХС Р9 , поставленные в ли. Они могут при:	(шириной до 1 (	»	свыше	1 (	»	до	1 (	»	свыше	1 скобки, указаны } меняться при отс}	58—62 60—64 60—63 61—64 дополнительно гтствии основ- |
250
Термическая обработка инструментов
стности, именно так отпускают замковую часть плашек: захваты-
вают плашку клещами и прикасают ее замковой частью к поверх-
ности (зеркалу) соляной или свинцовой ванны. Как только на зам-
ковой части плашки появится синий цвет побежалости, плашку
замачивают в воде, чтобы не дать теплу распространиться дальше
и не переотпустить режущей части плашки.
Иногда вместо дополнительного отпуска замковую часть плаш-
ки до закалки плотно обвертывают асбестовым шнуром: при закалке
эта часть плашки будет охлаждаться сравнительно медленно и не
закалится.
80. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА РЕЖУЩИХ ИНСТРУМЕНТОВ
ИЗ БЫСТРОРЕЖУЩИХ СТАЛЕЙ
Термическая обработка инструментов из быстрорежущих ста-
лей во многом отличается от термической обработки инструментов
из углеродистых и низколегированных сталей.
Ввиду очень низкой теплопроводности быстрорежущей стали
нагрев изготовленных из нее инструментов должен быть непремен-
но ступенчатым. Мелкие инструменты нагревают сначала в одной
печи (предпочтительно в соляной ванне) до температуры 800°, а за-
тем переносят в другую печь для окончательного нагрева до зака-
лочных температур. Нагрев крупных инструментов сложной формы
производится в три приема в трех печах: первый подогрев в ка-
мерных печах до температуры 350—400°, второй подогрев в соля-
ной ванне до температуры 800° й, наконец, окончательный нагрев
до закалочной температуры. Продолжительность выдержки при
температуре 800° определяется из расчета: при нагреве в со-
ляной ванне 15—20 сек. на 1 мм диаметра или толщины, а при
нагреве в камерной печи — 30 сек.
Окончательный нагрев лучше всего производить в соляных ван-
нах с расплавленным хлористым барием. При нагреве инструмен-
тов нужно принимать все меры против обезуглероживания, кото-
рое в данном случае может быть очень значительным из-за высоких
температур нагрева. Поэтому соляные ванны должны быть хорошо
раскислены. Некоторые инструменты, особенно такие, как фрезы
с нешлифуемым зубом, должны быть покрыты слоем буры.
Продолжительность выдержки в соляной ванне при температуре
закалки можно определять по диаграмме, предложенной
Ю. А. Геллером и представленной на фиг. 152. Для контроля за
нагревом следует время от времени приподнимать инструмент над
зеркалом ванны на 1—2 сек. Нагрев можно считать законченным,
когда инструмент примет цвет соли, т. е. станет слабо заметным
на зеркале ванны.
Инструменты из быстрорежущих сталей закаливаются или
в масле, или в струе воздуха, или в селитряной ванне, нагретой до
температуры 400—600° Если закалка осуществляется в масле,
Термическая обработка режущих инструментов
251
как чаще всего и делается, то инструмент необходимо подстудить на
воздухе до температуры 900—1000° (желтый цвет каления) и толь-
ко после этого замачивать в масле. При закалке без подстужива-
ния в инструменте, особенно если он достаточно сложной формы
(фрезы), могут возникнуть закалочные трещины. Охлаждение в
масле производят до температуры 150—200° (масло слегка дымится
на поверхности инструмента), после чего инструмент извлекают
из закалочного бака и дают ему остыть на спокойном воздухе.
Мелкие инструменты можно закаливать в струе воздуха от вен-
тилятора.
Фасонные инструменты (фрезы), имеющие сложную форму, ост-
рые углы, резкие переходы от одного
закаливать не в масле, а в селитря-
ной ванне или в щелочной ванне,
нагретой до температуры 200—300°,
т. е. производить ступенчатую за-
калку. Выдержка инструмента в
такой ванне продолжается 30—
40 мин. (при 200—250°) или 40—
60 мин. (при 260—300°). Последую-
щее охлаждение производится на
воздухе.
В крупных инструментах с рез-
ко отличающимися размерами се-
чения иногда образуются трещины
даже при ступенчатой закалке. В
этом случае можно рекомендовать
сечения к другому, лучше
Фиг. 152 Диаграмма для определе-
ния времени выдержки инструмен-
тов из быстрорежущих сталей в со-
ляной ванне.
производить закалку в горячем
масле с температурой 160—180° и дальнейшее охлаждение осуще-
ствлять вместе с масляной ванной со скоростью 20—40 °/час.
Твердость инструментов из быстрорежущей стали после пра-
вильной их закалки должна быть равна 60—63 Rc. Если после
закалки твердость инструмента окажется выше, то. это почти всегда
значит, что инструмент при закалке был недогрет, т. е. или темпе-
ратура закалки была мала, или время выдержки при температуре
закалки было недостаточно. В этом случае инструмент нужно от-
пустить и снова проверить его твердость. Если инструмент был в
самом деле недогрет, то его твердость после отпуска значительно
снизится, и такой инструмент следует перекалить.
Сказанное легко объяснить на основании того, что нам извест-
но из рассмотрения превращений, происходящих в быстрорежу-
щих сталях при их нагреве. При недогреве (фиг. 153) не получается
максимально возможного растворения карбидов в твердом рас-
творе: если недогрев был вызван низкой температурой закалки, то
значит достигнутая при этой пониженной температуре степень
растворимости карбидов меньше той, которая может быть достиг-
252	Термическая обработка инструментов
нута при более высокой температуре; если недогрев был вызван не-
достаточной выдержкой при температуре закалки, то в этом случае
не произошло полного их растворения. В обоих случаях аусте-
нит оказался менее легированным и, следовательно, при закалке
в структуре сохранится меньше остаточного аустенита и соответ-
ственно больше мартенсита. Этим и объясняется несколько повы-
шенная твердость недогретого при закалке инструмента. Полу-
чающийся из менее легированного аустенита мартенсит также, ко-
нечно, будет менее легирован, и его стойкость против отпуска ока-
жется пониженной. В этом причина понижения твердости недогре-
того инструмента при отпуске.
Фиг. 153. Изменение количества карбидов в структуре быстроре-
жущей стали в зависимости от температуры закалки.
Если после закалки твердость инструмента получится ниже
60 /?с, то это почти всегда означает, что инструмент при закалке
был перегрет. При перегреве достигается большая степень леги-
рованности аустенита, в результате растворения большего коли-
чества карбидов (фиг. 153) стойкость его увеличивается, и в струк-
туре перегретого инструмента сохранится больше остаточного ау-
стенита. Это причина пониженной твердости перегретого инстру-
мента. Если перегрев был не очень сильным, то после отпуска твер-
дость инструмента повысится и сможет достигнуть требуемых зна-
чений.
Инструмент, недогретый при закалке, следует перекалить.
Но при этом следует всегда помнить, что перед вторичной закал-
кой инструмент должен быть отожжен, иначе после вторичной за-
калки он получится очень хрупким вследствие сильного роста зер-
на. Инструмент из быстрорежущей стали, закаленный вторично
без промежуточного отжига перед второй закалкой, имеет в изломе
очень крупные блестящие зерна. Такой излом называется на фта-
лин и с т ы м, так как отдельные крупные зерна напоминают
чешуйки нафталина.
Отпуск инструментов из быстрорежущих сталей производится
при температуре 550—560° Отпуск обычно бывает многократным,
Способы повышения стойкости режущих инструментов	253
т. е. после первого отпуска производится второй, иногда еще и
третий и даже четвертый. Третий и четвертый отпуски обязательны
в том случае, если инструмент при закалке был слегка перегрет
и одного-двух отпусков недостаточно, чтобы получить требуемую
твердость. Обычно инструменты из стали марки Р18 отпускаются
два раза по одному часу, а из стали марки Р9—два-три раза также
по 1 часу.
Твердость инструментов из быстрорежущих сталей после от-
пуска должна быть равна 62—65 Rc.
81. ТЕРМИЧЕСКИЕ СПОСОБЫ ПОВЫШЕНИЯ СТОЙКОСТИ
РЕЖУЩИХ ИНСТРУМЕНТОВ ИЗ БЫСТРОРЕЖУЩИХ СТАЛЕЙ
Как ни велика стойкость инструментов из быстрорежущих ста-
лей, все же она оказывается недостаточной при современных вы-
соких требованиях, которые скоростные способы обработки предъ-
являют к инструментам. Это побуждает инструментальщиков, ме-
талловедов и термистов изыскивать новые способы повышения стой-
кости режущих инструментов. Число таких способов в настоящее
время достаточно велико: доводка, травление, электролитическое
полирование, хромирование, электроискровая обработка, циани-
рование, обработка холодом, сульфидирование. К термическим
способам относятся три последние — их мы и рассмотрим’.
С сущностью технологии цианирования мы подроб-
но ознакомились в главе X. Остается дополнить сказанное там
особенностями цианирования режущих инструментов.
Цианирование применимо только к режущим инструментам,
изготовленным из быстрорежущих сталей. Цианировать режущие
инструменты, изготовленные из углеродистых и низколегирован-
ных инструментальных сталей, нельзя, так как температура циа-
нирования выше температуры отпуска инструмента из этих ста-
лей и, следовательно, при цианировании они потеряют свою твер-
дость. Правда, возможно производить нагрев инструментов под за-
калку в цианистых ваннах, т. е. совмещать операции высокотем-
пературного цианирования и закалки. Но этот способ не получил
Значительного распространения, главным образом, потому, что
при достаточно глубоком цианировании режущие кромки инстру-
мента получаются хрупкими, а неглубокое цианирование мало эф-
фективно: последующая шлифовка инструмента снимает цианиро-
ванный слой. Низкотемпературное же цианирование, которому
подвергаются инструменты из быстрорежущих сталей, произво-
дится после того, как инструмент полностью термически и механи-
чески обработан.
Цианирование режущих инструментов может быть: 1) жидкост-
ное; 2) газовое и 3) твердое или сухое.
Для жидкостного цианирования могут при-
254
Термическая обработка инструментов
меняться ванны самого различного состава, но наиболее подходя-
щими являются следующие составы ванн (в % по весу):
Первый состав:
цианистый натрий	50
сода	. 50
Второй состав:
желтая кровяная соль	90
едкий натрий	10
Второй состав действует менее энергично, но зато он менее
ядовит, и работа с ванной такого состава менее опасна.
Температуру цианирования из соображений осторожности уста-
навливают на 10—15° ниже температуры отпуска, т. е. 540—550°
Продолжительность цианирования различных инструментов в за-
висимости от их сечения и концентрации ванны принимается от
10 до 25 мин. [13]. Толщина цианированного слоя получается рав-
ной 0,01—0,02 мм.
Инструменты после цианирования охлаждаются медленно на
спокойном воздухе. Чтобы остывание было равномерным (во из-
бежание деформации), инструменты необходимо охлаждать в под-
вешенном состоянии (например, в сетке).
После жидкостного цианирования инструмента требуется, как и
всегда, произвести нейтрализацию и промывку. Все правила техни-
ки безопасности, о которых подробно говорилось в главе X, должны
строго соблюдаться и при жидкостном цианировании инструмента.
Газовое цианирование (нитроцементация) режу-
щего инструмента производится так же, как и высокотемператур-
ное газовое цианирование. Соотношение газов берется таким:
1) 30—40% аммиака и остальное — пиролизный, природный или
нефтяной газы или 2) 15—25% аммиака и остальное — генератор-
ный или светильный газы. Температура низкотемпературного га-
зового цианирования режущего инструмента такая же, какая при-
меняется и при жидкостном цианировании. Продолжительность
газового цианирования от 1 до 2,5 час.
Твердое (или сухое) цианирование внешне очень
напоминает процесс цементации в твердом карбюризаторе. Плани-
руемый инструмент закладывается в ящики с цианирующей сме-
сью, например следующего состава (в% по весу):
Древесный уголь	. 50
Сода ...	........ .20
Желтая или красная кровяная соль 30
Древесный уголь, как и при цементации, измельчается до ве-
личины рисового зерна и отсеивается от пыли. Все три состав-
ляющие смесь вещества тщательно перемешиваются и просушива-
ются при температуре 100—150° Укладка инструментов в ящики
и засыпка цианирующей смесью производится так же, как и при
цементации твердым карбюризатором. Крышка ящика тщательно
Способы повышения стойкости режущих инструментов
255
промазывается глиной, и ящик загружается в печь. Температура
твердого цианирования такая же, как при жидкостном и газовом
цианировании. Продолжительность цианирования (после прогрева
ящиков) в зависимости от сечения инструмента от 1 до 4 час. После
цианирования инструменты нейтрализуются и промываются.
Все три описанных способа низкотемпературного цианирова-
ния режущих инструментов из быстрорежущих сталей дают совер-
шенно одинаковые результаты в отношении увеличения стойкости:
стойкость повышается в 1,5—2 раза. Но в отношении - проведения
самого процесса они очень различны. Наиболее просто организо-
вать способ твердого цианирования. Но этот способ может быть
применен лишь при малом объеме производства. При большом
объеме производства применяется жидкостное или газовое циани-
рование, как более производительное и технически более совершен-
ное. Жидкостное цианирование дает очень хорошие результаты,
совершается очень быстро (быстрее, чем остальные способы циани-
рования), более оперативно, но оно представляет известную опас-
ность при небрежном отношении к правилам техники безопасности.
Наиболее совершенен способ газового цианирования: он прост,
неядовит, дешев,, пригоден для массового производства.
Цианированию, безусловно, целесообразно подвергать такие
инструменты, которые: 1) изнашиваются по задней грани, а пере-
тачиваются по передней (фрезы резьбовые и червячные, протяжки);
2) изнашиваются по задним граням и вспомогательным режущим
кромкам (направляющим ленточкам), а перетачиваются по главным
задним граням (сверла, зенкеры). Инструменты, которые изнаши-
ваются и перетачиваются по задней грани (метчики, развертки,
фрезы, цилиндрические и концевые), а также инструменты, кото-
рые изнашиваются по задним граням и перетачиваются по ним и по
передней грани (шлицевые фрезы), необходимо цианировать после
каждой переточки. В отношении таких инструментов целесообраз-
ность цианирования некоторыми инструментальщиками и терми-
стами ставится под сомнение. Цианирование резцов безусловно
нецелесообразно.
Обработка холодом режущих инструментов из бы-
строрежущих сталей для повышения их стойкости вполне целесо-
образна прежде всего в тех случаях, когда инструменты прихо-
дится подвергать трехкратному отпуску: два отпуска могут быть
заменены одной операцией глубокого охлаждения. Таким образом
сокращается общая продолжительность технологического цикла
термической обработки. Целесообразно вводить операцию обра-
ботки холодом и в тех случаях, когда технологическим процессом
предусмотрен только однократный или двукратный отпуск. Дело
в том, что даже небольшой перегрев (на 10—20°) инструмента при
закалке, практически почти неизбежный в производственных ус-
ловиях, значительно повышает количество остаточного аустенита.
Термическая обработка инструментов
Уменьшить его количество можно, применив трехкратный и даже
четырехкратный отпуск (в практике автора был случай, когда тре-
буемой твердости достигли лишь после седьмого отпуска). Между
тем обработка холодом безотказно снизит количество остаточного
аустенита, даже если это количество превышает нормальное. При-
менение же обработки холодом в качестве только способа испра-
вления перегрева (что обычно выясняется уже после проведения
отпусков), чтобы «натянуть» твердость,— может оказаться неэф-
фективным, так как остаточный аустенит стабилизируется и тем
значительнее, чем больше прошло времени от момента закалки.
Поэтому имеет смысл включать обработку холодом в нормальный
технологический процесс термической обработки инструментов
из быстрорежущей стали.
Нормальной надо считать такую последовательность операций
термической обработки инструментов из быстрорежущей стали:
1)	закалка;
2)	обработка холодом;
3)	однократный обычный отпуск.
При такой последовательности операций условия для стабили-
зации остаточного аустенита будут менее благоприятными, чем
в том случае, если обработка холодом будет следовать за отпус-
ком.
Иногда, однако, приходится поступать именно так, т. е. после
закалки производить отпуск, затем обработку холодом и, наконец,
вторичный отпуск. Так приходится поступать со сложными ин-
струментами, имеющими высокие внутренние закалочные напря-
жения. Если производить обработку холодом таких инструментов
непосредственно после закалки, то возможно образование трещин.
В последнее время начал применяться еще один способ повы-
шения стойкости режущих инструментов из быстрорежущих ста-
лей — сульфидирование. Он состоит в том, что ин-
струменты подвергаются нагреву при температуре 550—560° в жид-
кой или твердой среде, содержащей сернистые соединения: сер-
нистое железо FeS — в твердой среде, роданистый калий KCNS
и сернокислый натрий Na2SOs в жидкой среде. В результате этого
поверхностный слой инструмента оказывается насыщенным сер-
нистыми соединениями. По-видимому, повышение стойкости суль-
фидированного инструмента объясняется тем, что сернистые со-
единения уменьшают коэффициент трения инструмента о деталь и
о стружку, в результате чего уменьшается нагрев инструмента.
82.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ИЗМЕРИТЕЛЬНЫХ
ИНСТРУМЕНТОВ
Основные требования, которые предъявляются к измеритель-
ным инструментам и которые вытекают из самого их назначения,
состоят в том, чтобы, во-первых, рабочие части инструментов были
Термическая обработка измерительных инструментов	257
износостойкими и, во-вторых, чтобы инструменты не изме-
няли своих размеров с течением времени. В работе при
производстве замеров рабочие части измерительных инструментов
(особенно калибров и скоб) подвергаются истиранию, в связи с чем
их размеры постепенно изменяются. Поэтому измерительные ин-
струменты должны быть весьма износостойкими. Для повышения
износостойкости эти инструменты должны изготовляться из вы-
сокоуглеродистых сталей и, кроме того, подвергаться закалке на
высокую твердость. Но закалка на высокую твердость делает сталь
склонной к старению. Поэтому в технологическом процессе терми-
ческой обработки измерительных инструментов должно быть пред-
усмотрено придание этим инструментам стабильности размеров
во времени.
Исходя из этих двух основных требований, выбирают для из-
готовления измерительных инструментов такие стали, которые
после термической обработки приобретают высокую твердость (50—
60 /?с), а следовательно, и высокую износостойкость. Режим тер-
мической обработки назначают такой, чтобы придать инструмен-
там одновременно и высокую твердость, и постоянство размеров.
Для изготовления калибров, скоб и других измерительных
инструментов применяют следующие стали:
Калибры и плитки высоких классов точности	. X, ХГ
То же длинные и сложной формы .	.......ХВГ
То же простой формы и пониженных классов точности У10А, У12А
Плоские шаблоны и скобы .	15, 20 или 50, 55
Измерительные инструменты высокого класса точности следует
изготовлять из легированных сталей, так как размеры инструмен-
тов из легированных сталей более стабильны и вот почему. Инстру-
менты из легированных сталей закаливаются в масле, поэтому в них
меньше внутренние напряжения и, следовательно, меньше пласти-
ческая деформация в результате релаксации напряжений.
Технологический процесс термической обработки калибров
и других измерительных инструментов из углеродистых сталей
марок У10А и У12А и из легированных сталей марок X, ХГ и ХВГ
состоит из следующих операций:
1)	отжиг заготовок;
2)	предварительная механическая обработка с оставлением
припуска 0,5 мм на окончательную механическую обработку;
3)	первая — предварительная закалка в воде (углеродистых
сталей) или в масле (легированных сталей);
4)	первый — предварительный отпуск при температуре 650—670°;
5)	окончательная механическая обработка с оставлением при-
пуска на шлифование;
6)	закалка с подогревом до температуры 550—600° в камерной
печи и окончательным нагревом в соляной ванне до температуры
17 Б. П. Захаров
258
Термическая обработка инструментов
закалки; охлаждение в воде с переносом в масло (инструменты из
углеродистых сталей) или в масле (инструменты из легированных
сталей); температура масла должна быть около 50°:
7)	очистка от масла;
8)	охлаждение до температуры минус 10° (или ниже, но это
в большинстве случаев излишне) или, если в цехе нет холодильных
установок, опустить инструменты в холодную проточную воду
(и чем ниже ее температура, тем лучше);
9)	длительный отпуск в масляной ванне при температуре 170—
190° (или 190—210° для инструментов из стали марки ХВГ) в те-
чение времени:
Диаметр или
толщина, мм
ДО Ю
10—20
20—30
30—50
Продолжит е льност ь
отпуска, час.
4—5
6-8
8—12
12—15
10)	контроль;
11)	предварительное шлифование;
12)	вторичный отпуск при температуре 150—160° в течение 1 —
2 час. для снятия напряжений, возникших при шлифовании; вто-
ричный отпуск применяется только для инструментов высокого
класса точности;
13)	окончательное шлифование.
Первая — предварительная закалка и первый высокий отпуск
производятся для того, чтобы подготовить структуру к окончатель-
ной закалке: сделать ее мелкозернистой и лучше прокаливающейся.
Изготовление плоских шаблонов и скоб из цементируемых ста-
лей (марок 15, 20) отличается от рассмотренного технологического
процесса в основном тем,, что после предварительной механичен
ской обработки производится цементация на глубину 1—^2 мм
(в зависимости от вида инструмента и величины припуска). После
цементации производится предварительная закалка с температуры
840—860° в воде или нормализация. Окончательная закалка про-
изводится с температуры 770—790° с последующим отпуском при
температуре 150—170° в течение 2—3 час.
Плоские шаблоны и скобы могут изготовляться также из сред-
неуглеродистых сталей марок 50 или 55 с последующей закалкой
с нагревом токами высокой частоты.
83.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МОЛОТОВЫХ ШТАМПОВ
И ПРЕССФОРМ
Молотовые штампы для горячей (объемной) штамповки рабо-
тают в очень тяжелых условиях. Во-первых, они испытывают в ра-
боте огромные механические напряжения динамического харак-
тера — от непрерывно наносимых ударов. Во-вторых, молотовые'
Термическая обработка молотовых штампов и прессформ
259
штампы попеременно то нагреваются теплом раскаленных загото-
вок, то охлаждаются мазутом или раствором поваренной соли.
Стали для молотовых штампов должны обладать поэтому высокой
прочностью и высокой вязкостью не только при обычных (комнат-
ных) температурах, но и при повышенных (400—600°). Чтобы вы-
сокие механические свойства были достигнуты во всем объеме штам-
па (а молотовые штампы, как правило, значительны по размерам),
сталь должна обладать глубокой прокаливаемо-
сть ю. Чтобы в различных частях штампа не создавалась при
работе значительная разность температур (а она — источник внут-
ренних напряжений), сталь должна быть достаточно те-
плопроводной. Наконец, стали для молотовых штампов
должны иметь повышенную теплостойкость (стойкость
против отпуска), чтобы не потерять в работе своей прочности и
твердости.
Таким образом, к сталям для молотовых штампов предъявля-
ются очень высокие требования. Углеродистые и низколегирован-
ные стали не пригодны для изготовления молотовых штампов. Лишь
для штампов простой формы и небольших размеров допускается
применять углеродистую сталь марки У7А или легированную мар-
ки 7X3.
Все крупные и сложные штампы, рассчитанные на длитель-
ную работу и требующие поэтому высокой стойкости, изготовля-
ются непременно из сложнолегированных сталей.
Наиболее подходящими для изготовления молотовых штампов
и удовлетворяющими указанным выше требованиям являются стали
марок 5ХНМ, 5ХГМ, 5ХВГ, 5ХВ2С, 5ХНТ, 5ХНВ, 5ХСН и
5ХН2СВФ (последние три марки еще не включены в ГОСТ 5950,-51
на инструментальные легированные стали). Характерные осо-
бенности всех этих марок сталей состоят в том, что все они содер-
жат небольшое количество углерода (0,5%), чем и определяется
их высокая ударная вязкость, а также то, что все они — сложно-
легированные, что обусловливает их высокую прокаливаемость,
высокую прочность и повышенную стойкость против отпуска.
ГОСТ 7831—55 на заготовки для молотовых штампов ограничи-
вает применение сталей, содержащих дефицитный молибден: эти,
стали, а также стали марок 5ХВГ, 5ХВ2С и 5ХН2СБФ допускает^'
ся применять только для особо ответственных штампов в технй^
чески обоснованных случаях. Для изготовления молотовых штам-
пов следует прежде всего использовать стали марок 5ХНТ, 5XHJi
и 5ХНС.
Термической обработке молотовые штампы подвергаются обычно,
после предварительной механической обработки, при которой штам^;
пу Придается нужная форма. При предварительной механической
обработке оставляется небольшой припуск, который удаляется;
при чистовой механической обработке после окончания терми-
17*
260
Термическая обработка инструментов
ческой обработки. Такое разделение механической обработки на
два этапа — предварительную и чистовую — делается для того,
чтобы, с одной стороны, облегчить механическую обработку и что-
бы, с другой стороны, получить точные размеры, искажаемые тер-
мической обработкой, и чистую поверхность.
Термическая обработка молотовых штампов из сложнолегиро-
ванных сталей производится так:
Таблица 28
Режимы термической обработки молотовых штампов
Наименование операций	Продолжительность операций в часах и минутах при высоте штампа в мм								
	250	300	350	400	450	500	550	600	700
Закалка					1 1		1		
Выдержка после загрузки	0—30	0—30	0—30	1—00	1—60	1 1—30	1—30	2—00	2—00
Нагрев до температуры закалки	7—00	8—30	10—00	11—00	12—30	13—30	15—00	16—00	19-00
Выдержка при температуре закалки	1—30	1—50	2—10	2—30	3-00	3—00	3—20	3—40	4—10
Подстужива- ние на возду- хе	0—10	0—13	0—15	0—17	0—23	0—25	0—30	0—35	0—40
Охлаждение 'в масле Отпуск Нагрев до температуры отпуска	0—30	0—40	0—50	1—00	1—10	1—20	1—30	1-40	2—00
	7—30	9—00	10—30	112—00	13—30	15—00	16—30	118—00	21—00
Выдержка при температуре отпуска	1—30	। 1—50	। 2—1С	>! 2—30	। 2—40	3—00	। 3—20	1 3—40	। 4—10
Примечание. Продолжительность выдержек и нагревов указана для нефтяных и газовых печей. Для электрических печей продолжительность увеличивается на 2 0%.									
Термическая обработка молотовых штампов и прессформ
261
1)	посадка в печь, нагретую до температуры 600°, и выдержка
в ней в течение времени, указанного в табл. 28 (по данным
Г. Л. Лившица и Е.В. Смирновой);
2)	нагрев с печью до температуры закалки со скоростью 25—
357час. (штампы высотой 250—400 мм) или 15—257час. (штампы
высотой 450—700 мм)\ в табл. 28 указано время нагрева; темпе-
ратуры закалки принимаются такими:
Марка стали	Температура закалки, град.
5ХНМ	820—860
5ХГМ	850—870
5ХВГ	850—900
5ХВ2С	860—880
5ХНТ	830—850
5ХНВ	840—860
5ХНС	850-870
5ХН2СВФ	870—890
3)	выдержка при температуре закалки принимается на основа-
нии табл. 28;
4)	охлаждение штампов производится в масле; перед погруже-
нием в масло штамп подстуживается на воздухе до температуры
750—700°; примерная продолжительность пребывания штампа на
воздухе указана в табл. 28; штампы охлаждаются в масле до тем-
пературы 200—150° (масло слегка дымит на поверхности штампа);
примерное время пребывания штампа в масле указано также в
табл. 28;
5)	немедленная после закалки посадка в отпускную печь, на-
гретую до температуры 300—350°;
6)	нагрев до температуры отпуска в течение времени, указан-
ного в табл. 28; температуры отпуска принимаются равными
(в град.):
мелкие штампы	. 525—550
средние штампы	. 550—575
крупные штампы	. 575—600
Для штампов из стали марки 5ХЫС температура отпуска бе-
рется на 25° выше, а из стали марки 5ХНТ на 50° ниже;
7)	выдержка при температуре отпуска производится в течение
времени, указанного в табл. 28;
8)	отпуск хвостовой части штампов высотой до 400 мм произво-
дится при температуре 590—610°, а более крупных штампов при
температуре 620—640°; нагрев хвостовиков осуществляется так,
как показано на фиг. 106; можно отпуск хвостовиков производить
также на плите, нагретой до температуры 700—720°
262
Термическая обработка инструментов
Твердость рабочей части молотовых штампов после термиче-
ской обработки должна быть:
Мелких
Средних
Крупных
Диаметр отпечатка.
мм
. 3,1—2,9
. 3,3—3,1
. 3,5—3,3
Твердость Нв
388—444
341—388
302—341
Диаметр отпечатка на хвостовой части штампа должен быть на
0,3—0,5 мм больше, чем на рабочей поверхности.
Прессформы для литья под давлением ра-
ботают еще в более тяжелых условиях, чем молотовые штампы:
в полость прессформы впрессовывается под большим давлением,
достигающим десятков атмосфер, расплавленный металл, который
в прессформе и застывает. Температура заливаемых в прессформы
цинковых сплавов равна около 450°, алюминиевых и магниевых —
около 600°, латуни — около 1000° Этим и определяется выбор
марки стали для прессформ для литья под давлением:
Марка стали
Латуни	. . , 3X2В8
Алюминиевые и магниевые сплавы . 4Х8В2, 4ХВ2С, ЗОХГС
Цинковые сплавы	. ЗОХГС, 40
Термическая обработка прессформ для литья под давлением
производится по тем же режимам, что и термическая обработка мо-
лотовых штампов. Температуры закалки и отпуска устанавлива-
ются такими (в °C):
Марка стали	Температура закалки	Температура отпуска
ЗХ2В8	1050—1100	600—620
4Х8В2	1050—1100	575—600
4ХВ2С	950—1000	550—600
ЗОХГС	890—920	520—560
84. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ШТАМПОВ ДЛЯ ХОЛОДНОЙ
ШТАМПОВКИ И ХОЛОДНОЙ ВЫСАДКИ
Каждый штамп для холодной штамповки — выруб-
ной, обрезной, гибочный, вытяжной — состоит из двух основных
деталей: пуансона и матрицы и различных вспомогательных дета-
лей: съемников, направляющих колонок, втулок и других. В наи-
более тяжелых условиях находятся при работе штампа матрица и
пуансон: они выдерживают большие усилия штамповочного пресса
и в процессе работы все время подвергаются трению о штампуемый
Термическая обработка штампов для холодной штамповки
263
материал. Поэтому основное требование, предъявляемое к сталям,
из которых изготовляются матрицы и пуансоны,— это высокая
износостойкость.
Наибольшей износостойкостью из всех инструментальных ста-
лей обладают высокохромистые стали карбидного класса марок
Х12, Х12Л1, Х12Ф, Х12Ф1 (последние две марки еще не вошли
в стандарт 5950—51 на инструментальные легированные стали).
Сталь марки Х12Ф1 узаконена ГОСТ 7831—55 на заготовки для
штампов: 1,45—1,7%С, 11,0—12,5% Сг и 0,7—0,9%V. Сталь мар-
ки Х12Ф отличается от стали марки Х12Ф1 несколько меньшим
содержанием углерода (1,40—1,60%) и значительно меньшим со-
держанием ванадия (0,2—0,4%). Сталь марки Х12 из всей этой
группы сталей обладает наихудшей вязкостью и потому в произ-
водстве ей неизменно предпочитают стали остальных трех ма-
рок.
Сталь марки X12М, как содержащая дефицитный молибден, может
применяться только для высокоответственных штампов в техни-
чески обоснованных случаях.
Замечательной особенностью высокохромистых сталей указан-
ных четырех марок, помимо высокой износостойкости, является
также и то, что закалка этих сталей сопровождается минималь-
ными объемными изменениями.
Помимо указанных высокохромистых сталей карбидного класса,
матрицы и пуансоны менее ответственных холодных штампов могут
изготовляться также из углеродистых сталей марокУЮиУН и
низколегированных сталей перлитного класса марок X, Х09, 9ХС,
ХГ и ХВГ.
Технологический процесс термической обработки матриц и пу-
ансонов из высокохромистых сталей марок Х12М, Х12Ф и Х12Ф1
выполняется в двух вариантах в зависимости от того, требуется
ли добиваться при термической обработке неизменности размеров
детали штампа или точное сохранение размеров необязательно, и
после термической обработки будет производиться шлифование.
Технологический процесс термической обработки матриц и пу-
ансонов вытяжных, обрезных и вырубных штампов, для которых
точное сохранение размеров при термической обработке необяза-
тельно, состоит из следующих операций:
1)	отжиг заготовок после ковки: нагрев до температуры 850—
870°, выдержка после прогрева в течение нескольких часов (не ме-
нее 2—21/2) и охлаждение до температуры 450—500° со скоростью
15—20°/час.;
2)	предварительная механическая обработка;
3)	первая — предварительная закалка в масле с температуры
около 1000°;
4)	первый — предварительный высокий отпуск при температуре
630—660°;
264
Термическая обработка инструментов
5)	окончательная механическая обработка;
6)	закалка; подогрев до температуры 800—850° в течение вре-
мени, определяемого из расчета 1—2 мин. на каждый миллиметр
толщины; окончательный нагрев до температуры закалки:
Температура закалки в °C для достиже-
Марка стали	ния окончательной твердости
54—57RC	58—60/?с
Х12М, Х12Ф	1020—1030	1050—1060
$ги Х12Ф1	1070—1080	1120—1130
Выдержка при температуре закалки производится в течение вре-
мени, определяемого из расчета: V2—1 мин. на каждый милли-
метр толщины; охлаждение деталей крупных штампов (54—57 Rc)
производится в масле, деталей мелких штампов — на воздухе; де-
тали штампов, твердость которых должна быть 58—60 Rc, из зака-
лочной печи переносятся в печь, нагретую до температуры 450°,
или в ванну (крупные детали), нагретую до той же температуры,
и выдерживаются в печи 40—50 мин., а в ванне 30—40 мин.,
после чего охлаждаются на воздухе;
7)	отпуск деталей штампов, которые должны иметь твердость
54—57 7?с, при температуре 350—400° в течение 2 час. после про-
грева; отпуск деталей штампов, которые должны иметь твердость
58—60 Rc, производится при температуре 520° в течение 2 час.
после прогрева;
8)	шлифование.
Технологический процесс термической обработки сложных мат-
риц и пуансонов вырубных и гибочных штампов, которые невоз-
можно шлифовать и которые поэтому не должны изменять своих
размеров при термической обработке, отличается от рассмотрен-
ного несколько иными температурами закалки, а самое сущест-
венное — проведением отпуска, при котором в этом случае осущест-
вляется тепловая доводка. О сущности тепловой доводки и об ее
осуществлении было подробно изложено в главе VII.
Технологический процесс термической обработки матриц и пуан-
сонов из углеродистых и низколегированных сталей значительно
проще и состоит из нормализации или (для крупных деталей) пред-
варительной закалки в масле для получения мелкозернистой струк-
туры, затем окончательной закалки и отпуска. Температуры за-
калки и отпуска приведены (по данным Я. Г. Раузина и Ю. А. Гел-
лера) в табл. 29.
Вспомогательные части штампов: съемники, направляющие
колонки, втулки, шпильки, толкатели и другие детали изготов-
ляются только из углеродистых сталей как цементируемых, так
и инструментальных. Процесс их термической обработки ничем
не отличается от обычного.
Рабочие детали холодновысадочных штампов — матрица и
Термическая обработка штампов для холодной штамповки
265
пуансон — должны обладать высокой прочностью, высокой твердо-
стью и одновременно достаточно высокой ударной вязкостью. Из
углеродистых инструментальных сталей этим требованиям наи-
более отвечает сталь марки У10А. Из легированных инструмен-
тальных сталей для изготовления холодновысадочных матриц и
пуансонов иногда применяется сталь марки 9ХС.
Таблица 29
Температуры закалки и отпуска матриц и пуансонов для холодных
штампов
Марка стали	Температура закалки	Температуры отпуска до твердости	
		55—60 Rc	1 50-55 Rc
У10	790—800	250—270	275—325
У11	790—810	250—270	275—325
X	835—845	200—260	270-330
Х09	825—835	190—250	250-320
9ХС	845—865	260—320	330—340
ХГ	835—845	200—250	260—340
ХВГ	825—845	230—280	280—360 i
Технологический процесс термической обработки холодновы-
садочных матриц и пуансонов, изготовленных из стали марки У10А,
состоит из закалки с температуры 820—830° в воде с переносом
в масло и отпуска при температуре 230—260° в течение 2—5 час.
Для повышения прокаливаемости пуансоны и матрицы диаметром
больше 60 мм закаливаются с несколько более высокой темпе-
ратуры: 850—880° Твердость холодновысадочных матриц и пуан-
сонов должна быть равна 55—59 Rc.
ЛИТЕРАТУРА
1.	Ю. А. Геллер [13].
2.	Я. Р. Раузин [14]; главы X и XI.
3.	В. Г. Воробьев, Термическая обработка стали при температуре ни-
же нуля, Оборонгиз, 1954, главы VI и VII.
4.	Р. П. Лещинская, Закалка инструментов из быстрорежущих ста-
лей с резко отличающимися по габаритам сечениями, «Металловедение и
обработка металлов» № 3, 1956.
5.	Г. Л. Лившиц и Е. В. Смирнова, Стали для штампов, деформи-
рующих металл в горячем состоянии, и режимы их термической обработ-
ки,— статья в сборнике [15].
66
Термическая обработка инструментов
6.	А. А. Попов, В. С. С а г а р а д з е, С. Е. X о р з о в и Е. Ф. Во-
стрикова, Сравнительное исследование штамповых сталей, Сборник 46
«Трудов Уральского политехнического института», 1954.
7.	Сокращение цикла термической обработки ковочных штампов, «Тех-
нология транспортного машиностроения» № 2, 1956.
8.	Д. И. Костенко, Безмолибденовая сталь для штампов холодной
штамповки и инструмента, «Вестник машиностроения» № 3, 1954.
РАЗДЕЛ ЧЕТВЕРТЫЙ
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ЧУГУНА
И ЦВЕТНЫХ МЕТАЛЛОВ
ГЛАВА XVII
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ЧУГУННЫХ ОТЛИВОК
85.	КЛАССИФИКАЦИЯ И СТРУКТУРА ЧУГУНОВ
К чугунам относятся железоуглеродистые сплавы, содержа-
щие свыше 2% углерода. Обычные чугуны содержат 2,5—4% угле-
рода. Помимо железа и углерода, чугуны, подобно сталям, содер-
жат также кремний, марганец, фосфор и серу, а в состав легирован-
ных чугунов входят, кроме того, еще хром, никель, алюминий.
Углерод — важнейший после железа компонент любого чугу-
на — может находиться в его структуре либо только в виде ц е-
м е н т и т a Fe3C, либо только в виде графита, либо — что
бывает наиболее часто — одновременно и в виде цементита, и в
виде графита. Чугуны, в которых весь углерод находится в виде
цементита, называются белыми. Чугуны, в которых весь уг-
лерод или большая его часть находится в виде графита, а меньшая
(обычно меньше 1 %) — в виде цементита, называются серыми.
Наконец, чугуны, в которых большая часть углерода находится
в виде цементита, а меньшая часть — в виде графита, называются
половинчатыми.
В машиностроении в основном применяются отливки из серого
чугуна. Отливки, во всем объеме состоящие из белого чугуна, при-
меняться не могут: они слишком хрупки и почти совершенно не
поддаются механической обработке. Отливки из белого чугуна
являются заготовками, из которых путем термической обработки
получают отливки со структурой так называемого ковкого
чугуна, в которой весь углерод или большая его часть находится,
подобно серому чугуну, в виде графита.
Применяются также отливки с отбеленным поверхностным слоем
и с внутренней частью, состоящей из серого чугуна. Таковы, на-
пример, чугунные валки для холодной прокатки. Поверхностные
слои из белого чугуна обладают высокой твердостью и износостой-
костью, что для валков холодной прокатки как раз и имеет сущест-
венное значение. Между поверхностными слоями из белого чугуна
и внутренними из серого находится промежуточный (переходный)
слой из половинчатого чугуна.
268
Термическая обработка чугунных отливок
Отливки со структурой половинчатого чугуна во всем объеме
не изготовляются, а если они почему-либо и получаются, то либо
забраковываются, либо исправляются термической обработкой.
Характернейшей структурной составляющей серых чугунов
является графит (фиг. 154). Графит в структуре серых чугунов рас-
полагается в виде длинных тонких пластин, которые на плоскости
шлифа имеют вид вытянутых искривленных включений.
Основная металлическая часть структуры серого чугуна (за
вычетом графита) представляет собой сплав железа с углеродом.
Фиг. 154. Графит в гсером
чугуне (шлиф не травлен).
Х300.
Фиг. 155. Структура феррит-
ного серого чугуна. X300.
Содержание углерода в металлической части структуры серого
чугуна составляет обычно, как было сказано, не более 1%. Таким
образом, можно с известным приближением считать, что металли-
ческая часть структуры серого чугуна представляет собой сталь.
Такое представление о структуре серых чугунов позволяет легко
установить возможные варианты структуры серых чугунов:
графит + феррит (фиг. 155);
графит 4- феррит + перлит (фиг. 156);
графит + перлит (фиг. 157);
графит + перлит -ф цементит.
Для наибольшего количества отливок из серого чугунанаи-
более характерна структура, состоящая из графита, феррита и
перлита (фиг. 156) или из графита и перлита (фиг. 157). Чугун со
структурой, состоящей из графита и феррита (фиг. 155), слишком
мягок, малопрочен и обладает низкой износостойкостью, а чугун
со структурой, состоящей из графита, перлита и цементита,—тверд
и плохо обрабатывается.
То обстоятельство, что металлическая часть структуры серых
чугунов представляет собой сталь, делает возможным применять
к отливкам из серых чугунов те же виды термической обработки,
которым подвергается и сталь, т. е. отжиг, нормализацию, закалку
Классификация и структура чугунов
269
ц отпуск. Действительно, отливку из серого чугуна можно зака-
лить — и ее структура будет состоять из графита и мартенсита,
а если ее после закалки высоко отпустить, то в структуре, помимо
графита, окажется сорбит.
Однако закалке с отпуском или даже нормализации отливки
из серого чугуна, подвергаются в очень редких случаях. Объясняет-
ся это тем, что в структуре отливок из серого чугуна имеется гра-
фит — малопрочное рыхлое вещество. Пластинки графита разоб-
щают зерна металлической части структуры серого чугуна. Проч-
ность серого чугуна определяется в основном количеством и фор-
Фиг. 156. Структура феррито-пер-
литного серого чугуна. хЗОО.
Фиг. 157. Структура перлитного
серого чугуна.X300.
мой графитных пластин и лишь в меньшей степени прочностью
металлической части структуры. Какую бы высокую прочность ни
придали мы термической обработкой металлической основе струк-
туры серого чугуна, эта высокая прочность будет сведена почти на
нет наличием графита. Вот почему почти не применяется упроч-
няющая термическая обработка отливок из серого чугуна. По этой
же причине почти не нашло себе применения легирование чугунов
с целью повышения их механической прочности. Легирование чу-
гунов производится для повышения их физических и физико-хими-
ческих свойств. Есть легированные кислотостойкие, жаростойкие
и немагнитные чугуны.
Повышение прочности чугунов достигается иным способом:
изменением количества графита и в особенности изменением его
формы. Так были разработаны способы получения ковкого чугуна,
модифицированного и высокопрочного чугунов. Об этих способах
мы скажем несколько позже.
270
Термическая обработка чугунных отливок
86.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ОТЛИВОК ИЗ СЕРОГО ЧУГУНА
Наиболее часто на машиностроительных заводах применяется
отжиг чугунных отливок для улучшения
их обрабатываемости. Совершенно необходимым ока-
зывается отжиг тех чугунных отливок, которые почему-либо
получились отбеленными с поверхности. Получение отбеленного
слоя может произойти по разным причинам: неправильный хими-
ческий состав (наиболее часто — недостаточное для данной тол-
щины стенок отливки содержание в чугуне кремния), чрезмерно
большая скорость затвердевания (очень влажная формовочная
смесь) и т. п. Почти во всех случаях необходим отжиг отливок, по-
лученных заливкой чугуна в металлические формы. Повышенную
твердость могут получить и те чугунные отливки, которые не
ймеют отбеленного слоя, но которые быстро охлаждались после
затвердевания, например, если они были преждевременно (еще
красными) выбиты из формы и охлаждались не в форме, а на воз-
духе. Структура таких отливок серая, а высокая твердость объяс-
няется, с одной стороны, наличием вторичного цементита,а с дру-
гой стороны, высокой степенью дисперсности феррито-цементит-
ной смеси. Структура таких чугунов состоит из графита, сорбита
и цементита.
Отжиг отливок из серого чугуна для уменьшения их твердости
и улучшения .обрабатываемости состоит в нагреве до температуры
850—950° и выдержке при этой температуре в течение 1—2 час.
Охлаждение после отжига может в большинстве случаев произво-
диться на воздухе — и твердость тем не менее значительно сни-
жается.
При отжиге отливок из серого чугуна происходит распад
цементита:
Fe3C=:3Fe+C (графит).
Чем выше температура нагрева, тем интенсивнее протекает
процесс графитизации цементита. Мелкие отливки простой кон-
фигурации можно нагревать в соляной ванне, нагретой до тем-
пературы 1050—1150° При этой температуре достаточна очень
непродолжительная выдержка, чтобы произошел распад цементита
и твердость снизилась до 150—180 Нв.
При проведении отжига чугунных отливок для уменьшения
их твердости следует иметь в виду, что тонкостенные отливки
сильно коробятся и тем сильнее, чем выше температура отжига.
Склонные к короблению отливки следует отжигать при более низ-
ких температурах (800—850°), правда, со значительным удлине-
нием продолжительности отжига (до 2—5 час.) и необходимостью
производить охлаждение с печью до температуры 400—500° В не-
которых случаях по указанной причине приходится вовсе отка-
зываться от применения отжига.
Т ермическая обработка отливок из серого чугуна	271
1 Отжигом чугунных отливок для уменьшения их твердости нель-
зя злоупотреблять. Дело в том, что при отжиге вместе с умень-
шением твердости происходит и уменьшение прочности. Поэтому
если к чугунным отливкам предъявляются повышенные требова-
ния в отношении прочности (отливки из чугунов марок СЧ21—40,
СЧ24—44, СЧ28—48 и др.), то отжиг может оказаться вредным или
вовсе недопустимым. Возможность применения отжига в этих слу-
чаях необходимо согласовать с конструктором. Возможен, но не-
желателен и такой вариант: произвести отжиг отливок, а затем,
после механической обработки, отливки закалить и подвергнуть
высокому отпуску.
Закалке с последующим отпуском подвер-
гаются некоторые отливки из серого чугуна, работающие на
истирание: ролики, втулки, звездочки для комбайнов, экс-
центрики, поршневые кольца и другие. Нагрев под закалку про-
изводится при температуре 800—900°; более высокая температура
для простых по конфигурации отливок, более низкая для более
сложных. По-разному производится и охлаждение: простые от-
ливки могут закаливаться в воде, более сложные — в масле. От-
пуск производится при температуре 350—450° в течение 1 часа.
Твердость после такой термической обработки получается в преде-
лах 300—350 Нв.
Повышение износостойкости чугунных отливок может быть
достигнуто также изотермической закалкой с температуры 830—
870° в селитряной ванне, имеющей температуру 280—350° Время
пребывания отливок в селитряной ванне равно (в зависимости от
их веса) 30—60 мин.
Поршневые кольца подвергаются специальной термической
обработке — термофиксации. Эта обработка состоит в
том, что поршневые кольца, надетые на оправку диаметром не-
сколько большим, чем внутренний диаметр колец, нагреваются'
в печи до температуры 550—600° в течение 1—2 час. В результате
термофиксации диаметр поршневых колец становится больше (за-
мок получает больший зазор) и они превосходно пружинят, что от
них и требуется. В работе поршневые кольца все время стремятся
раздаться и поэтому плотно прижимаются к стенкам цилиндра.
Если после термофиксации зазор в замке не получил заданного
значения, а получился меньше, то производится вторичная термо-
фиксация при несколько более высокой температуре (на 20—30°).
Часто применяемым видом термической обработки чугунных
отливок является отжиг для снятия напряжений
или старение. В отливках, особенно сложной формы,
имеются значительные внутренние напряжения — обычный резуль-
тат неравномерного охлаждения. Постепенно в течение длитель-
ного времени эти внутренние напряжения самопроизвольно умень-
шаются. Это самопроизвольное снятие упругих напряжений со-
272
Термическая обработка чугунных отливок
провождается некоторой пластической деформацией: отливка не-
сколько изменяет свою форму. Поэтому раньше ответственные от-
ливки, для которых недопустимо изменение с течением времени
формы и соответственно размеров (станины станков), вылеживались
Фиг. 158. Влияние температуры
искусственного старения отливок
из серого чугуна на степень
снятия внутренних напряжений.
после заливки в течение нескольких
месяцев до механической обработки.
Но такое естественное старение, по-
мимо того, что оно очень удлиняет
производственный цикл, недостаточно
эффективно: за время полгода-год сни-
мается только 30—40% первоначаль-
ных напряжений. Поэтому в настоя-
щее время производится искусствен-
ное старение. Оно состоит в том, что
чугунные отливки загружаются в хо-
лодную или нагретую до температу-
ры 200—250° печь и медленно нагре-
ваются (со скоростью 100—1507час.)
до температуры 500—600° При этой
температуре отливки выдерживаются
в течение 3—5 час., после чего медленно охлаждаются (со скоро-
стью 25 —757час.) до температуры 150—250° Влияние температуры
искусственного старения на степень снятия внутренних напряжений
хорошо иллюстрируется графиком на фиг. 158.
87.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ОТЛИВОК ИЗ БЕЛОГО ЧУГУНА
(ПОЛУЧЕНИЕ ОТЛИВОК ИЗ КОВКОГО ЧУГУНА)
Пониженная прочность серых чугунов и их очень низкая пла-
стичность и вязкость есть следствие не столько наличия в их струк-
туре сравнительно большого количества графита, сколько явно
неблагоприятной формы выделений в виде длинных тонких пластин.
Значительно выше механические свойства ковкого чугуна, в струк-
туре которого графит находится в виде небольших комочков. Со-
поставим механические свойства серого и ковкого чугуна с одина-
ковой структурой, состоящей из феррита и графита (в виде пла-
стинок в сером чугуне и в виде комочков в ковком чугуне):
Серый чугун
Предел прочности, кг/мР
Относительное удлинение, %
Ударная вязкость, кгм/смУ1
10—12
почти 0
0,5
Ковкий ЧУГУН
25-30
15—20
2—4
Ковкие чугуны, структура которых состоит из феррита, пер-
лита и графита, обладают еще более высокой прочностью (до 40—
50 кг/лш2), а их пластичность и вязкость хотя несколько и пони-
жаются по мере увеличения количества перлита, но все же остают-
Термическая обработка отливок из белого чугуна
273
ся значительно более высокими, чем пластичность и вязкость се-
рых чугунов.
Получение отливок из ковкого чугуна состоит из двух основ-
ных этапов: 1) получения отливок из белого чугуна и 2) высоко-
температурного отжига этих отливок. Кстати сказать, обычно при-
меняемое выражение: «термическая обработка ковкого чугуна»
не вполне точно: термической обработке мы подвергаем не ковкий
чугун, а белый чугун, а ковкий чугун получаем лишь в результате
этой термической обработки.
Белый чугун, отливки из которого будут отжигаться на ков-
Фиг. 159. График отжига отливок из белого
чугуна для получения ковкого.
жание углерода в нем должно быть по возможности низким (2,5—
2,8%), так как чем меньше углерода, тем, естественно, получится
меньше и графита и тем выше будут механические свойства. Од-
нако сильно снижать содержание углерода нельзя: затруднится
процесс плавки и сильно ухудшатся литейные свойства. Содержа-
ние кремния и марганца должно быть также невысоким: кремния
не выше 1%, а марганца не выше 0,5%. При более высоком со-
держании кремния чугун отливки может получиться полностью
или частично серым — и получить ковкий чугун станет невозмож-
ным: пластинки графита никакими способами не превратить в ко-
мочки. Что касается марганца, то с точки зрения получения
белого чугуна повышение его содержания желательно, но с точки
зрения последующего отжига марганец крайне нежелателен:
он, как известно, стабилизирует карбиды.
Отжиг отливок из белого чугуна состоит из двух стадий. Первая
стадия отжига производится при температуре 900—950°, вторая —
при температуре 760—720° (фиг. 159). До отжига структура белого
чугуна состоит из двух фаз: аустенита и цементита (цементит вхо-
18 Б. П. Захаров
274
Термическая обработка чугунных отливок
дит в состав ледебуритной эвтектики). Отжиг не оказывает влия-
ния на аустенит, ^то же касается цементита, то происходит его
распад по известной формуле:
Fe3C=3Fe+C (графит).
После окончания первой стадии графитизации структура ков-
кого чугуна состоит из аустенита и графита, т. е. в процессе первой
стадии отжига белый чугун превращается в ковкий. Содержание
углерода в аустените определяется диаграммой состояния и при
температуре 900° равно около 1 %. Если ковкий чугун после окон-
Фиг. 160. Структура феррито-перлит-
ного ковкого чугуна, прошедшего толь-
ко первую стадию отжига. хЗОО.
Фиг. 161. Структура ковкого
чугуна: графит и феррит.
ХЗОО.
чания первой стадии графитизации охладить, то структура ков-
кого чугуна будет состоять из графита, перлита и в зависимости
от скорости охлаждения — цементита (вторичного) или феррита
(фиг. 160). Присутствие цементита совершенно недопустимо; что
касается перлита, то в большинстве случаев и его присутствие не-
желательно. Для разложения вторичного и перлитного цементита
и производится вторая стадия отжига.
Вторая стадия отжига производится при температурах перлит-
ного превращения: образуется феррито-цементитная смесь и од-
новременно цементит смеси распадается. В результате отжига
структура ковкого чугуна получается такой, какой она изобра-
жена на фиг. 161.
Процесс отжига отливок из белого на ковкий чугун необычай-
но длительный, он продолжается около трех суток, а в некоторых
случаях и дольше. Это большой недостаток ковкого чугуна. И не
удивительно поэтому, что отливки из ковкого чугуна — этого
замечательного во всех отношениях материала — занимают в об-
щем балансе производства чугунных отливок лишь 2%.
Термическая обработка отливок из белого чугуна
275
Предложено несколько способов ускорения процесса отжига
отливок из белого чугуна. Один из способов напрашивается сам
собой: это повысить температуру первой
стадии хотя бы до 1000°, скорость распада цементита при этом
значительно возрастет. Так оно и есть. Но если заботиться не
только о процессе графитизации, но и о качестве отливок в целом,
то этот ускоренный отжиг можно применять в. сравнительно
ограниченных случаях: чем выше температура отжига, тем
отливки становятся механически менее прочными и легко дефор-
мируются.
Второй способ ускорения отжига состоит в том, что отливки
до отжига подвергают закалке, чтобы искусственно создать
в них внутренние напряжения. Дело в том, что, как
было замечено несколькими металловедами (в том числе С. А. Сал-
тыковым), внутренние напряжения стимулируют процесс графи-
тизации цементита. Этот способ может применяться, очевидно,
к отливкам сравнительно простой формы, которые могут безна-
казанно выдержать операцию закалки без возникновения зака-
лочных трещин.
Наконец, ускорение отжига может быть достигнуто предва-
рительным созданием центров графитиза-
ции. Это достигается модифицированием жидкого чугуна. Но
осуществление и этого способа встречает на практике известные
трудности: созданные модифицированием центры кристаллизации
могут вызвать процесс графитизации еще при первичной кристал-
лизации отливок — ив таком случае модифицирование вместо
пользы может принести только вред.
Поиски способов ускорения отжига будут, несомненно, вестись
и дальше в различных направлениях.
88.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ОТЛИВОК ИЗ ВЫСОКОПРОЧНОГО
ЧУГУНА
Высокие значения механической прочности серых чугунов до-
стигаются в настоящее время специальной обработкой — моди-
фицированием жидкого чугуна. Модифицирование состоит в том,
что в жидкий чугун до его разливки по формам вводятся в мелко
истолченном состоянии особые вещества — модификаторы, способ-
ные образовывать в жидком чугуне большое количество центров
графитизации. В настоящее время применяются два типа модифи-
каторов. Модификаторы первого типа (ферросилиций, силикокаль-
ций и т. п.), создавая большое количество центров графитизации,
в то же время не изменяют формы выделений графита. Графит в
чугуне, модифицированном модификаторами этой группы, полу-
чается мелкопластинчатым (см. фиг. 157). В соответствии с этим
чугуны, модифицированные ферросилицием и другими подобными
18*
276
Термическая обработка чугунных отливок
ему модификаторами, приобретают высокую прочность, но пластич
ность и вязкость остаются по-прежнему на низком уровне.
Модификаторы второго типа
зывают воздействие и на форму
Фиг. 162. Структура чугуна, моди-
фицированного магнием и ферро-
силицием. хЗОО.
(магний, магниевые сплавы) ока-
кристаллизующегося графита: он
выделяется в виде шарообразных
комков. В структуре чугуна,
Фиг. 163. График отжига отливок из
высокопрочного чугуна.
модифицированного одним магнием, содержится много цементита.
Поэтому после модифицирования магнием производится дополни-
тельное модифицирование ферросилицием. Иногда модифицирова-
ние магнием и ферросилицием совме-
Фиг. 164. Структура отож-
женного высокопрочного чу-
гуна: графит и феррит.хЗОО.
щается в одну операцию.
Чугуны, модифицированные магнием
и ферросилицием, называются высоко-
прочными. Структура высокопрочного
чугуна показана на фиг. 162. Высоко-
прочный чугун можно подвергать раз-
личным видам термической обработки.
Наибольший интерес представляет его
отжиг. При отжиге несколько снижается
прочность, но зато в очень значитель-
ной степени Повышаются пластичность
и вязкость, достигая значений, близких
к значениям тех же свойств стали: отно-
сительное удлинение не менее 10%, а
ударная вязкость сыше 3 кгм1см\
Отжиг отливок из высокопрочного чугуна весьма прост и, в от-
личие от отжига отливок из белого чугуна на ковкий, сравнитель-
но непродолжителен. На фиг. 163 представлен график отжига от-
ливок из высокопрочного чугуна. Структура отожженного высо-
копрочного чугуна состоит из графита и феррита (фиг. 164).
Термическая обработка латуней
277
ЛИТЕРАТУРА
1.	И. Н. Богачев, Металлография чугуна, Машгиз, 1952.
2.	С. И. Фукс, Термическая обработка чугуна, Машгиз, 1954.
3.	«Металловедение и современные методы термической обработки чу-
гуна», сб., Машгиз, 1955.
ГЛАВА XVIII
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕДИ И МЕДНЫХ СПЛАВОВ
89.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕДИ
Для меди, как для любого чистого металла, возможен лишь один
вид термической обработки — рекристаллизацион
н ы й отжиг. Температура рекристаллизации меди, если ее
подсчитать по известной формуле А. А. Бочвара, равна 270° Но
при этих и близких к ней темпе-
ратурах скорость рекристаллиза-
ции мала, и потому на практике
отжиг меди производится при более
высоких температурах: 500—700°.
От дальнейшего повышения темпе-
ратуры отжига следует воздер-
жаться, если отжиг производится в
воздушной среде: при температу-
рах выше 700° происходит интен-
сивное окисление меди (фиг. 165).
Охлаждение меди после отжига
следует производить непременно в
холодной воде: при такой большой
скорости охлаждения образовав-
шаяся при отжиге окалина полно-
стью отскакивает, и поверхность
меди получается совершенно чистой
Фиг. 165. Зависимость окисления
меди от температуры ее отжига.
(красной). Удаление окалины иными способами (например трав-
лением) более сложно, а при значительной толщине окалины
часто и невозможно.
90.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ЛАТУНЕЙ
Однофазные альфа-латуни (латуни марок вплоть до Л62), по-
добно меди, могут подвёргаться только рекристаллиза-
ционному отжигу, который проводится при температу-
рах 700—730° Двухфазные латуни, структура которых состоит
из смеси двух твердых растворов: альфа и бета, помимо рекри-
сталлизационного отжига, могут подвергаться и таким видам тер-
278
Термическая обработка меди и медных сплавов
мической обработки, как закалка. Возможность такой терми-
ческой обработки основывается на наличии у двухфазных латуней
фазовых превращений (фиг. 166). Изменение твердости латуни
марки ЛС59—1, закаленней с температуры 850°, при ее отпуске
показано на фиг. 167.
Низкотемпературный отжиг деталей из хо-
лоднодеформированной латуни производится для устранения воз-
можности их самопроизвольного растрескивания. Дело в том, что
некоторые холоднодеформированные цветные сплавы склонны рас-
трескиваться без какого-либо внешнего воздействия, часто даже
при простом хранении их на складе. Особенно резко выражена эта
Фиг. 166. Часть диаграммы состояния
латуней.
100	300	500
Температура отпуска °C
Фиг. 167. Изменение при отпуске
твердости по Бринеллю двухфазной
латуни марки ЛС59—1, закаленной
от температуры 850°.
склонность к самопроизвольному растрескиванию у латуней: ла-
тунных колпачков, охотничьих гильз, цоколей электроламп, тру-
бок воздухоохладителей. Установлено, что самопроизвольное рас-
трескивание происходит в тех случаях, когда имеет место сочета-
ние растягивающих внутренних напряжений в латунных деталях
и коррозионного воздействия на них. Достаточно очень слабого
коррозионного воздействия, например обычной воздушной атмос-
феры промышленных местностей, содержащей некоторое коли-
чество аммиака, сернистого газа, чтобы создать предпосылки для
коррозионного растрескивания.
Трудность устранения склонности латуни к самопроизвольному
растрескиванию отжигом состоит в том, что те температуры (свыше
300°), при которых полностью достигается снятие внутренних на-
пряжений, лежат выше температуры рекристаллизации латуни
Термическая обработка бронз
279
(250—300°) и поэтому твердость латуни несколько снижается. Тем
не менее на это приходится идти: из двух зол это меньшее. Отжиг
латунных деталей для снятия в них внутренних напряжений и тем
самым устранения склонности к самопроизвольному растрескива-
нию производится при температуре 300° в течение 1 часа. Скорость
охлаждения после отжига может быть выбрана произвольной.
91.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА БРОНЗ
Большинство применяемых в машиностроении бронз не подвер-
гается термической обработке, кроме рекристаллизационного от-
жига. Из всех бронз лишь одна — бериллиевая бронза — приме-
няется исключительно в термически
можность термической обработки
бериллиевой бронзы основыва-
ется на изменении раствори-
мости бериллия в твердом рас-
творе его с медью (фиг. 168).
Существует две марки берил-
лиевых бронз: Бр.Б2 и Бр.Б2,5,
содержащих, как это следует из
приведенных обозначений, соот-
ветственно 2 или 2,5% берил-
лия. Термическая обработка
бериллиевых бронз состоит из
закалки в воде с температуры
760—780° и последующего от-
обработанном состоянии. Воз-
пуска (называемого обычнб ста- фиг. igg. Часть диаграммы состояния
рением или облагораживанием) сплавов меди с бериллием.
при температуре 310—330° в
течение 2—2V2 час. В результате такой термической обработки
твердость бериллиевой бронзы возрастает весьма значительно и до-
стигает 320—400 единиц по Виккерсу. Одновременно значительно
возрастают предел прочности (до 150 кг/мм2) и предел текучести.
Этим определяется область применения бериллиевых бронз.
Основное применение бериллиевых бронз в машиностроении и осо-
бенно приборостроении — это контактные пружины, работающие
при повышенных температурах и в условиях коррозионного воз-
действия. Будучи медными сплавами, бериллиевые бронзы обла-
дают достаточно высокой электропроводностью и высокой корро-
зионной стойкостью, а термическая обработка придает им высокую
упругость. Такого сочетания высокой упругости, высокой корро-
зионной стойкости и хорошей электропроводности не имеет больше
ни один из известных нам сплавов.
При закалке с указанных температур структура бериллиевых
бронз состоит либо только из зерен твердого альфа-раствора (брон-
за марки Бр.Б2), либо из смеси зерен твердого альфа-раствора
280
Термическая обработка алюминиевых и магниевых сплавов
и небольшого количества зерен твердого бета-раствора (бронза мар-
ки Бр.Б2,5). При отпуске (старении) из зерен альфа-раствора
выделяется в высокодисперсном виде химическое соединение СиВе.
Что касается бета-раствора, то при отпуске он распадается на
смесь двух фаз: альфа-раствора и того же химического соединения
СиВе.
Необходимо отметить, что навивка пружин из проволоки или
'вырубка и загибка плоских пружин из ленты производится перед
отпуском, так кйк в закаленном состоянии бериллиевая бронза
весьма пластична.
ЛИТЕРАТУРА
1.	А. П. Смирягин, Промышленные цветные металлы и сплавы,
изд. 2, Металлургиздат, 1956.
2.	А. В. Бобылев, Коррозионное растрескивание латуни, Металлург-
издат, 1955.
ГЛАВА XIX
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА АЛЮМИНИЕВЫХ
И МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ
92.	ПРИНЦИПЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ АЛЮМИНИЕВЫХ
СПЛАВОВ
Термическая обработка является одной из самых ответствен-
ных операций в технологическом процессе изготовления деталей
из алюминиевых сплавов. Роль термической обработки в придании
этим сплавам высоких механических свойств огромна. В этом от-
ношении алюминиевые сплавы занимают второе место после ста-
лей. Только благодаря термической обработке алюминиевые сплавы
сделались важнейшим (после сталей) конструкционным материа-
лом современного машиностроения. Как конструкционный мате-
риал, алюминиевые сплавы имеют даже в некоторых отношениях
преимущества перед сталями. В частности, их удельная прочность,
т. е. прочность, отнесенная к удельному весу, выше удельной проч-
ности сталей, и вес конструкций из алюминиевых сплавов при рав-
ной прочности и жесткости может получиться в ряде случаев мень-
ше веса стальных конструкций.
Термическая обработка алюминиевых сплавов основывается на
том, что растворимость многих элементов в твердом алюминии
уменьшается с понижением температуры. Типичные диаграммы со-
стояния двойных сплавов алюминия с медью и магнием представ-
лены на фиг. 169. Из этих диаграмм состояния следует, что раство-
римость меди в твердом растворе ее с алюминием уменьшается от
*
Принципы термической обработки алюминиевых сплавов 281
5,7% при температуре 548° до 0,5% при комнатной температуре,
а магния — от 17,4% при температуре 449° до 1,4% при комнатной
температуре.
Сплавы алюминия с медью при содержании ее в сплаве до
0,5%, очевидно, не способны к закалке, точно так же, как не мо-
гут быть закалены алюминиевомагниевые сплавы при содержании
в них магния ниже 1,4%. Зато алюминиевомедные и алюми-
ниевомагниевые сплавы, содержащие соответственно больше 0,5%
меди или больше 1,4% магния, могут существенно изменять
свой фазовый состав, а следовательно, и структуру при нагреве
и охлаждении.
Изменения структуры какого-либо алюминиевого сплава, диа-
грамма состояния которого подобна изображенным на фиг. 169,
Фиг. 169. Часть диаграммы состояния сплавов алюминия с медью (а)
и алюминия с магнием (б).
схематически показаны на фиг. 170. Сплав в отожженном состоя-
нии (фиг. 170, а) имеет структуру, состоящую из твердого раствора
а (твердый раствор меди в алюминии, твердый раствор магния в алю-
минии и т. п.) и сравнительно мелких выделений (обычно округ-
лых) второй фазы (химического соединения алюминия с медью
CuAl2, химического соединения алюминия с магнием Mg5Al8 и т. п.).
При нагреве до температуры выше линии ДЕ предельной раство-
римости (фиг. 169) сплав становится однофазным: выделения вто-
рой фазы полностью растворяются в твердом растворе а и струк-
тура сплава состоит из одних только зерен этого твердого раст-
вора (фиг. 170, б). Если сплав после этого быстро охладить (зака-
лить), то его структура останется такой, какой она была и при
температуре выше линии ДЕ. Нагрев сплава до какой-нибудь тем-
пературы ниже линии ДЕ предельной растворимости (см. фиг, 169)
282
Термическая обработка алюминиевых и магниевых сплавов
вызовет обратное выделение второй фазы (фиг. 170, в). Фазовый со-
став такого отпущенного сплава окажется совершенно таким же,
каким он был и в отожженном состоянии, но микроструктуры отож-
женного и отпущенного сплавов далеко не одинаковы: разница
между ними определяется различной степенью дисперсности: вы-
деления второй фазы в отпущенном состоянии во много раз мельче,
чем в отожженном.
Этим и обусловливается упрочнение закаленного сплава в ре-
зультате отпуска: мелкие выделения второй фазы, густо располо-
женные внутри зерен твердого раствора, затрудняют внутрикри-
сталлические сдвиги: они как бы заклинивают плоскости скольже-
ния зерен. Особо значительный эффект упрочнения при отпуске
Фиг. 170. Изменения структуры термически упрочняемого алюми-
ниевого сплава при термической обработке:
а — сплав в отожженном состоянии; б — сплав в закаленном состоянии;
в — сплав после закалки и отпуска (старения).
закаленных алюминиевых сплавов получается в том случае, когда
вторая фаза представляет собой химическое соединение (как в слу-
чае сплавов алюминия с медью или алюминия с магнием).
Из рассмотрения фазовых и структурных превращений при на-
греве и охлаждении алюминиевых сплавов необходимо сделать
также и следующие выводы. Можно и не делая экспериментов пред-
положить, что наибольшую пластичность алюминиевые сплавы
имеют в закаленном состоянии, когда их структура состоит из од-
них только зерен твердого раствора. Это предположение полностью
подтверждается обычной практикой: для производства операций
холодной деформации (гибки, вытяжки, расклепывания заклепок)
заготовки из этих сплавов должны предварительно закаливаться.
Очень существенно обратить внимание также на то, что в алю-
миниевых сплавах при нагреве не происходит полной перекри-
сталлизации. А это значит вот что: если сплав был перегрет, и
структура получилась крупнозернистой, то ее невозможно испра-
вить (т. е. снова сделать мелкозернистой) никакой термической об-
работкой. В алюминиевых сплавах перегрев не устраним. В этом
отношении термисты, имеющие дело с алюминиевыми сплавами,
Т ермическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
283
находятся в более тяжелых условиях, чем термисты, работающие
со сталями. Из этого необходимо сделать один важнейший практи-
ческий вывод: контроль температуры при термической обработке
алюминиевых сплавов должен быть особо точным.
93.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ДЕФОРМИРУЕМЫХ
АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Из большого количества деформируемых алюминиевых сплавов
(только стандартных марок насчитывается 20—см. ГОСТ 4784—49)
важнейшими являются дуралюмины (произносить это слово нужно
твердо; неправильно называть эти сплавы «дюралюминий» и совсем
нехорошо звучит «дюраль»).
Существует несколько марок дуралюминов; основными явля-
ются три марки: Д1, Д16 и ДЗП. Буква «Д» обозначает дуралюмин,
буква «П» — пластичный, а цифры — условный номер сплава и
никакого физического смысла не имеют. Дуралюмины легированы
тремя элементами: медью, магнием и марганцем:
Марка дуралю- мина	Содержа- ние меди, %	Содержание магния, %	Содержа- ние мар- ганца, %	Средняя сумма легирующих элементов, %
Д1	3,8— 4,8	0,4—0,8	0,4—0,8	5,5
Д16	3,8—4,9	1,2—1,8	0,3—0,9	6,5
ДЗП	2,6—3,5	0,3-4),7	0,3—0,7	4,1
Разница между этими тремя марками дуралюминов состоит в
степени легированности: наименее легирован дуралюмин марки ДЗП,
наиболее — дуралюмин марки Д16. Чем больше степень легиро-
ванности, тем больше способен сплав к упрочнению. Наоборот,
чем меньше сплав легирован, тем более он пластичен. Из дуралю-
минов марок Д1 и Д16 изготовляются прутки, листы, трубы. Из
дуралюмина марки ДЗП изготовляется проволока для заклепок.
Термическая обработка дуралюминов состоит только из одной
операции — закалки. Нагрев производится либо в камерных пе-
чах, либо в селитряных ваннах. Температура закалки принимается
такой:
Марка	Температура закалки, °C
Д1 Д16 ДЗП	505—510 495—505 490—500
Влияние температуры закалки на механические свойства дур-
алюмина марки Д1 показано нафиг. 171. Из этой фигуры следует,
насколько чувствительны дуралюмины к перегреву и с какой тща-
тельностью необходимо следить за температурой закалки алюми-
ниевых сплавов. Время выдержки при температуре закалки назна-
чается в зависимости от величины сечения детали. Закалка
284
Термическая обработка алюминиевых и магниевых сплавов
заготовок и деталей производится в воде, имеющей температуру
30—40°, чем сложнее конфигурация детали, тем выше должна быть
температура воды.
Самая замечательная особенность дуралюминов состоит в том,
что механические свойства закаленных дуралюминов постепенно
самопроизвольно изменяются в результате простого вылеживания
при комнатной температуре (фиг. 172): предел прочности, пределл
текучести и твердость возрастают, а относительное удлинение сни-
жается. Стабилизация свойств наступает примерно через 4 суток.
В этом и состоит естественное старение дуралюминов.
Фиг. 171. Влияние температуры
закалки на механические свой-
ства дуралюмина Д1 после
закалки и старения.
Фиг. 172 Изменение механических свойств
закаленного дуралюмина при естест-
венном старении.
При более низких (отрицательных) температурах изменение
свойств происходит со значительно меньшей скоростью (фиг. 173).
Наоборот, при повышенных температурах (искусственное старе-
ние) скорость изменения свойств значительно больше, чем при
естественном старении, но зато стабилизации свойств не наступает,
и после достижения максимума значения предела прочности начи-
нают снижаться.
Механизм естественного старения ДУР'
алюминов долгое время оставался загадочным. Та схема упроч-
нения, которая была рассмотрена нами выше (см. фиг. 170), спра-
ведливая для всех алюминиевых сплавов, оказалась непригодной
для объяснения упрочнения, происходящего при естественном
старении дуралюминов. Ни микроструктурным, ни рентгенострук-
турным анализом не удавалось обнаружить в закаленном и естест-
венно состаренном дуралюмине присутствия выделений второй
фазы. Структура закаленного и естественно состаренного дуралю-
мина оставалась однофазной. Что же в таком случае является при-
чиной его упрочнения?
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов 285
Только в самое последнее время было установлено, что при
естественном старении дуралюминов происходят внутрифа-
з о в ы е превращения. Сущность их хорошо иллюстрируется
очень наглядной схемой, составленной А. П. Гуляевым (фиг. 174).
В свежезакаленном дуралюмине (т. е. в дуралюмине непосред-
ственно после закалки) атомы меди, магния и марганца распреде-
лены статистически равномерно в решетке алюминия (фиг. 174, а—
на схеме ради простоты показаны лишь атомы алюминия и меди).
Постепенно происходит концентрация атомов меди к определен-
ным участкам решетки (фиг. 174, б). Одни участки зерен твердого
раствора обедняются медью, тогда как другие сильно ею обогаща-
ются. Эти обогащенные медью участки решетки твердого раствора
называются зонами Гинье — Престона по имени ученых, обнару-
живших это явление.
В результате такого сосредоточения атомов меди в отдельных
участках решетки происходит сильное искажение решетки: пара-
метр ее в зонах Гинье — Престона значительно больше, чем в ос-
тальной части. Искажения решетки создают в ней большие напря-
жения, которые и являются источником упрочнения.
Образованием зон Гинье—Престона и ограничиваются внутри-
фазовые изменения, происходящие при естественном старении, как
бы длительно ни вылеживался дуралюмин при комнатной темпе-
ратуре. При повышении температуры до 150—200° внутрифазовые
превращения развиваются дальше. Наступает вторая стадия старе-
ния: в зонах Гинье — Престона происходит перегруппировка атомов,
соответствующая химическому соединению CuAL (фиг. 174, в).
Когда эти участки химического соединения достигнут некоторой
о	о
определенной величины (длиной до 3000 А и толщиной до 100 А), они
отрываются от решетки твердого раствора и оформляются в самостоя-
тельные кристаллические образования — в структуре сплава возни-
кает вторая фаза (фиг. 174,а). Образование самостоятельных кристал-
лических выделений второй фазы знаменует третью стадию старения.
Тотчас после образования самостоятельных кристаллических
выделений второй фазы начинается процесс их коагуляции. Это
четвертая и последняя стадия старения. Коагуляция зерен второй
фазы приводит к постепенному снижению прочности, упругости
и твердости, что отчетливо видно на фиг. 173. Структура сплава
постепенно приближается к отожженной.
Таким образом, искусственное старение дуралюминов сказы-
вается неблагоприятно на их механической прочности. Столь же
неблагоприятно отражается происходящий при искусственном ста-
рении процесс образования двухфазной структуры на коррозион-
ной стойкости дуралюминов (фиг. 175): естественно состаренные
дуралюмины обладают более высокой коррозионной стойкостью,
чем искусственно состаренные. С точки зрения теории коррозии
286
Термическая обработка алюминиевых и магниевых сплавов
Продолжительность старения, сутки
Фиг. 173. Влияние температуры
старения на изменение предела
прочности закаленного дуралю-
мина.
Фиг. 174. Схема изменений в решетке закаленного дуралюмина при старении:
а — закаленное состояние; б—образование зон Гинье—Престона (местное обогащение
решетки атомами меди); в — начало образования внутри решетки алюминия ре-
шетки химического соединения СиА12; г — коне’1 образования решетки химического
соединения в момент, предшествующий ее отрыву от решетки твердого раствора.
Фиг 175. Влияние темпера-
туры старения на коррозион-
ную стойкость дуралюмина.
Температура старения °C
Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов
287
так оно и должно быть: при прочих равных условиях сплав с од-
нофазной гомогенной структурой всегда более коррозионностоек,
чем сплав с неоднородной (гетерогенной) структурой.
'Для повышения коррозионной стойкости дуралюминов листо-
вой прокат из них плакируется: листы в процессе горячей
прокатки покрываются с обеих сторон тонким слоем чистого алю-
миния.	*
Согласно ГОСТ 4977—52 на листы из плакированного дуралю-
мина, толщина слоя алюминия составляет на каждой стороне
листа не менее 4% от общей толщины листа при толщине листов
до 2,5 мм и не менее 2% при толщине листов свыше 2,5 мм.
При термической обработке деталей из плакированного дуралю-
мина следует ограничиваться минимальной продолжительностью
выдержки при температуре закалки: при длительных выдержках
происходит диффузия меди в плакирующий слой алюминия и корро-
зионная стойкость понижается.
Кроме дуралюминов, к термически упрочняемым деформируе-
мым алюминиевым сплавам относятся также еще три группы спла-
вов:
1)	авиаль марки АВ (А1—Si—Mg—Си—Л4п);
2)	сложнолегированные сплавы для поковок марок АК6 и АК8
(А1—Си—Mg—Si—Мп), обладающие хорошей пластичностью в го-
рячем состоянии;
3)	поршневые сложнолегированные сплавы марок АК2 и АК4
(Al—Си—Mg—Si—Ni—Fe);
4)	высокопрочный сплав В9~ (Al—Zn — Mg — Си — Мп—Cr)
(сплав марки В95 еще не введен в ГОСТ 4784—49 на деформируемые
алюминиевые сплавы).
Все эти сплавы — искусственно стареющие. Естественное ста-
рение их либо дает малый эффект, либо продолжается чрезвычайно
долго. Естественное старение сплава В95, например, продолжается
еще через 60 суток после закалки.
Механизм старения этих сплавов таков же, как и рассмотрен-
ный механизм старения дуралюминов. Разница сводится к тому,
что процесс концентрации атомов легирующих элементов к опре-
деленным участкам решетки твердого раствора (образование зон
Гинье — Престона), протекавший в дуралюминах полностью при
комнатных температурах, в сплавах АВ, АК и В95 в основном
происходит и завершается при повышенных температурах (при ис-
кусственном старении). Второе отличие сводится к тому, что при
искусственном старении дуралюминов процесс коагуляции зерен
второй фазы совершается очень быстро и сплавы разупрочняются,
тогда как коагуляция зерен второй фазы в сплавах АВ, АК и В95
почти не происходит или протекает очень вяло, и эти сплавы упроч-
няются при искусственном старении.
Термическая обработка сплавов АВ, АК и В95 отличается от
288 Термическая обработка алюминиевых и магниевых сплавов
термической обработки дуралюминов по существу только темпе-
ратурами закалки и операцией искусственного старения:
Марка сплава
Температура
закалки, °C
Температура	Продолжи-
старения,	тельностьста-
°С	рения, час.
150—160	6
165—175	15—18
165—175	15—18
150—160	12—15
175—180	8
АВ	5J5—525
АК2	510—520
АК4	510—520
АК6	505—515
АК8	500—510
Фиг. 176. Влияние температуры закал-
ки на механические свойства сплава
В95 после закалки и старения.
135—140	16
120—125	24
Искусственное старение мож-
но проводить в масляных ваннах
или лучше в воздушных печах с
принудительной циркуляцией
воздуха.
Из всех искусственно старя-
щихся сплавов наибольший
интерес представляет сплав мар-
ки В95. Особый интерес он вызы-
вает прежде всего тем, что это
самый высокопрочный сплав из
всех известных в настоящее вре-
мя алюминиевых сплавов. ГОСТ
4783—49 на прутки из алюминие-
вых сплавов устанавливает для
этого сплава в закаленном и ис-
кусственно состаренном состоянии следующие минимальные значения
механических свойств:
Диаметр прутка, мм		ат	
До 22	50	38	7
23—160	54	41	6
Свыше 160	51	41	5
Значительное технологическое преимущество сплава В95 со-
стоит в том, что этот сплав, в отличие от всех остальных алюмини-
евых сплавов, мало чувствителен к перегреву: на фиг. 176 приве-
дена, по данным И. Н. Фридляндера и Е. И. Кутайцевой, зависи-
мость механических свойств этого сплава от температуры закалки.
Стоит сравнить фиг. 176 с фиг. 171, на которой представлена та же
зависимость для дуралюмина Д1, чтобы убедиться в указанном
преимуществе сплава В95.
Термическая обработка отливок из алюминиевых сплавов 289
94. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ОТЛИВОК ИЗ АЛЮМИНИЕВЫХ
СПЛАВОВ
Литейных алюминиевых сплавов существует большое количе-
ство. ГОСТ 2685—53 устанавливает 22 марки литейных алюминие-
вых сплавов. Они обозначаются буквами АЛ (алюминиевый литей-
ный) и однозначным или двузначным числом, представляющим ус-
ловный номер сплава. Важнейшими литейными алюминиевыми
сплавами являются:
Марка	Содержание основных легирующих элементов,%
АЛ2 АЛ9 АЛ4 силумины АЛ11 АЛ12 АЛ7 АЛ6 АЛ5 АЛЗ АЛ8 АЛ13 АЛ1	10—13 Si 6—8 Si; 0,2—0,4 Mg 8—10,5 Si; 0,17—0,30 Mg; 0,25—0,50 Mn 6—8 Si; 10—14 Zn; 0,1—0,3 Mg 9—11 Cu 4—5 Cu 4,5—6 Si; 2—3 Cu 4,5—5,5 Si; 1—1,5 Cu; 0,35—0,6 Mg 4—6 Si; 1,5—3,5 Cu; 0,2—0,8 Mg;0,2—0,8 Mn 9,5—11,5 Mg 4,5—5,5 Mg; 0,8—1,3 Si; 0,1—0,4 Mn 3,75—4,5 Cu; 1,25—1,75 Mg; 1,75—2,25 Ni
Такое разнообразие марок литейных алюминиевых сплавов
объясняется, конечно, тем, что ни один из сплавов не обладает все-
ми наилучшими свойствами. Наилучшие литейные свойства прису-
щи силуминам АЛ2, АЛ9, АЛ4 и АЛ11. Алюминиевомедные спла-
вы АЛ 12 и АЛ7 имеют наилучшую обрабатываемость. Алюминие-
вомеднокремнистые сплавы АЛ6, АЛ5 и АЛЗ сочетают в себе хо-
рошие литейные свойства, присущие силуминам, и хорошую об-
рабатываемость, свойственную алюминиевомедным сплавам (од-
нако их литейные свойства все же хуже, чем литейные свойства
силуминов, а по обрабатываемости они уступают двойным алюми-
ниевомедным сплавам) Алюминиевомагниевые сплавы АЛ8 и АЛ13
обладают наиболее высокой коррозионной стойкостью. Сплав
АЛ1—единственный жаропрочный литейный алюминиевый сплав.
Почти все алюминиевые литейные сплавы подвергаются терми-
ческой обработке Термически не обрабатываются лишь два сплава
АЛ2 (двойной силумин) и АЛИ (цинковый силумин). Отливки из
литейных алюминиевых сплавов могут подвергаться следующим
видам термической обработки:
Условное обозначение	Термическая обработка
T1 T2 T4 T5 T6	Старение (без предшествующей закалки) Отжиг Закалка Закалка и частичное старение Закалка и полное старение до макси- мальной твердости
T7 T8	Закалка и стабилизирующий отпуск Закалка и смягчающий отпуск
19 Б. П. Захаров
290
Термическая обработка алюминиевых сплавов
Старению без предшествующей закалки
(Т1) подвергаются отливки из сплавов АЛЗ, АЛ4 и АЛ5, получен-
ные преимущественно литьем в кокиль: при быстром охлаждении
в кокиле происходит их закалка.
Отжигу (Т2) подвергаются некоторые отливки из сплавов
АЛЗ и АЛ6, от которых требуется сохранение постоянства разме-
ров.
Закалке без последующего искусствен-
ного старения (Т4) подвергаются отливки из сплавов АЛ7,
АЛ9 для повышения их пластичности (за счет некоторого снижения
Таблица 30
Режимы термической обработки отливок из алюминиевых сплавов
5°		Закалка		Старение или отжиг		Механические свой- ства. не менее		
о Я о s о g о « я tr у н	Марка		Л £		Л			
о Я ч'О с СП * СО □ О O-Q. О Ь о	сплава	температура	CX«J о и tf s S 0 0	температура	о « § °* со со w			Нв
Т1	АЛЗ					175—185	5	17	1	70
	АЛЗ	—	—	175—180	15	20	1,5	70
	АЛ5	—	—	175—185	15	16	—	65
Т2	АЛЗ	—	—	280—300	2—4	12			65
	. АЛ6	—	—	280—300	3	15	1	45
Т4	АЛ7	510—520	10—15	—	—	20 (21)	6	60
	АЛ8	430—450	15—20	—	—	28	9	60
i 1	АЛ9	530—540	12	—	—	18 (19) 20 21 (24)	4	50
Т5	АЛ1 АЛЗ	510—520 520—530	2—4 4—6	210—230 175—185	2—4 5		0,5 0,5	95 75
	АЛ5	520—530	4	175—185	5	20	—	70
	АЛ7	510—520	10—15	145—155	2—4	22 (23) .	3	70
	АЛ9	530—540	12	145—155	1—3	20 (2D 23 (24) 17	2	60
Тб	АЛ4	525—540	2—6	170—180	15		3	70
Т7	АЛ 12	510—520	10—15	145—155	2—4		—	100
	АЛЗ	520—530	4—6	225—235	5	20	1	70
Т8	АЛ5	515—530	4	225—235	5	18	1	65
!	АЛЗ	495—505	5-6	325—335	3	18	2	65
Примечание. Значения предела прочности, поставленные в скобки, соответ-
ствуют литью в кокиль; стоящие перед скобками — литью в песок. Если нормы пре-
дела прочности одинаковы при литье в кокиль и при литье в песок, то стоит лишь
одно число.
Термическая обработка магниевых сплавов 291
прочности и твердости), а также отливки из сплавов АЛ8 для еще
большего повышения их коррозионной стойкости. Естественного
старения в этих сплавах не происходит.
Закалке и частичному старению (Т5) под-
вергается большинство отливок из сплавов АЛ1, АЛЗ, АЛ5, АЛ7,
АЛ9. Этой термической обработкой достигаются практически наи-
большие значения предела прочности, предела текучести и твер-
дости. Это самый распространенный вид термической обработки
отливок из алюминиевых сплавов.
Значительно реже применяется закалка и полное
старение на максимальную твердость (Тб). Этой термообра-
ботке подвергаются крупные отливки из сплава АЛ4.
Закалке и стабилизирующему отпуску
(Т7) подвергаются те отливки из алюминиевомедных сплавов АЛЗ
и АЛ5, которые работают при повышенных температурах.
Наконец, закалка и смягчающий отпуск (Т8)
применяется к мелким отливкам из малопластичного сплава АЛЗ
для некоторого повышения его пластичности.
Режимы термической обработки отливок из алюминиевых спла-
вов и минимальные значения получаемых при этом механических
свойств (установленные ГОСТ 2685—53) указаны в табл. 30.
При анализе табл. 30 обращают на себя внимание длительные
выдержки при нагреве под закалку некоторых алюминиевых ли-
тейных сплавов. Это объясняется как малой скоростью растворе-
ния интерметаллических соединений в твердом растворе, так и не-
обходимостью произвести гомогенизацию, которая для своего за-
вершения в литейных сплавах требует значительно большего вре-
мени, чем в деформируемых сплавах, в которых гомогенизация
по крайней мере частично прошла в процессе горячей механиче-
ской обработки.
Охлаждение при закалке в большинстве случаев производится
в воде, нагретой до температуры 50—100° Повышение темпера-
туры закаливающей воды необходимо для предотвращения зака-
лочных трещин в отливках из литейных алюминиевых сплавов,
пластичность большинства которых весьма низка (см. табл. 30).
Температура воды принимается тем выше, чем сложнее конфигу-
рация закаливаемых отливок.
Охлаждение после старения или отжига производится на воз-
духе.
95. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ
Существует шесть магниевых деформируемых 'сплавов (МА1,
МА2, МАЗ, МА4, МА5 и МА8) и шесть литейных сплавов (МЛ1,
МЛ2, МЛЗ, МЛ4, МЛ5 и МЛ6). Состав и свойства литейных маг-
ниевых сплавов установлены ГОСТ 2856—55. Наилучшими свой-
ствами обладают из деформируемых сплав МА5 и из литейных —
19*
292
Термическая обработка алюминиевых сплавов
€плав МЛ5. Поэтому эти сплавы являются и наиболее распростра-
ненными.
Оба сплава МА5 и МЛ5 легированы одними и теми же элемен-
тами: алюминием (7,8—9,2% в сплаве МА5 и 7,5—9,3% в сплаве
МЛ5); цинком (0,2—0,8%) и марганцем (0,15—0,5%).
Часть диаграммы состояния сплавов магния с алюминием пред-
ставлена на фиг. 177. Из этой диаграммы следует, что эта часть диа-
граммы состояния того же
Фиг. 177. Часть диаграммы со-
стояния сплавов магния с алю-
минием.
типа, что и на фиг. 169. Поэтому
принципы термической обработки
сплавов магния с алюминием подоб-
ны термической обработке алюминие-
вых сплавов.
Магниевые сплавы (и деформируе-
мые, и литейные), подвергаются трем
видам термической обработки: о т-
ж и г у (Т2), закалке (Т4)
и закалке с последующим
искусственным старением
(Тб). Отжиг (Т2) деформируемых
сплавов применяется для рекристал-
лизации и для повышения пластично-
сти; отжиг отливок из литейных спла-
вов — для снятия напряжений.
Характерная особенность терми-
ческой обработки магниевых сплавов
заключается в большой длительности
выдержки при температуре закалки и старения, как это видно из
табл. 31.
Таблица 31
Режимы термической обработки магниевых сплавов
Условное обозначение термической обработки	Марка сплава	Закалка			Старение или отжиг		Механические свой- ства, не менее			
		темпера- тура в °C	выдержка в часах	охлажде- ние !	темпера тура	выдерж- ка в ча- сах		«5	нв	
Т2	МА5	—	—	—	350—380	3—6	25	9	50	
	МЛ5	—	—	—	170 -250	3—5	15	2	50	
Т4	МА5	410—420	4—12	горячая вода	1	1	27	6	55	
	МЛ5	410—420	12—16	воздух	—	—	22	5	50	
Тб	МА5	410—420	4	горячая вода	170—180	16—24	30	5	60	
	МЛ5	410—420	12—16	воздух	170—180	16	23	2	65	
Термическая обработка магниевых сплавов
293
Нагрев под закалку магниевых сплавов может производиться
в вакуумных печах, в камерных печах с защитной атмосферой и
ваннах с бихроматами калия и натрия. В качестве защитной атмо-
сферы применяется смесь воздуха с 0,7—1,0% сернистого газа.
Можно производить нагрев и в камерных печах с воздушной атмо-
сферой, но в этом случае в печь одновременно с деталями заклады-
ваются куски сернистого колчедана.
Значения механических свойств магниевых сплавов после тер-
мической обработки указаны в табл. 31.
ЛИТЕРАТУРА
1.	А. П. Гуляев, [5], глава XIX.
2.	С. М. Воронов, Деформируемые алюминиевые сплавы, ВНИТО-
МАШ, 1951.
3.	И. Н. Фридляндер и Е. И. Кутайцева, Высокопрочный алю-
миниевый сплав В95, изд. Института технико-экономической информации
Академии наук СССР, 1956.
4.	М. В. Шаров, Алюминиевые и магниевые сплавы для фасонного
литья, ВНИТОМАШ, 1951.
5.	И. И. Сидорин и Н. И. Соловьева, Изотермическая обработка
литейного алюминиевого сплава марки АЛ4, сб. МВТУ «Металловедение и
термическая обработка металлов», Машгиз, 1955.
6.	К. И. Портной и А. А. Лебедев, Магниевые сплавы, Метал-
лургиздат, 1952; глава V о термической обработке магниевых сплавов.
РЕКОМЕНДУЕМЫЕ ПОСОБИЯ
Учебники для техникумов
1.	А. И. Самохоцкий и М. Н. Кунявский, Металловедение,
Машгиз, 1954.
2.	М. С. А р о н о в и ч и Ю. М. Л а х т и н, Основы металловедения и
термической обработки, Металлургиздат, 1952.
3.	*Б. С. Натанов, Металловедение, Металлургиздат, 1956.
4.	Б. С. Натапов и Н. А. Благовещенский, Термическая обра-
ботка металлов, Металлургиздат, 1955.
Книги по металловедению
5.	А. П. Гуляев, Металловедение, изд. 3, Оборонгиз, 1956.
6.	А. А. Б о ч в а р, Металловедение, изд. 5, Металлургиздат, 1956.
7.	С. С. Штейнберг, Металловедение, т. 1, изд. 3, Металлургиз-
дат, 1952.
8.	Н. Ф. Болховитинов, Металловедение и термическая обработка,
изд. 3, Машгиз, 1954.
9.	Фазовые превращения в железоуглеродистых сплавах, сб. под редак-
цией И. Н. Богачева и А. А. Попова, Машгиз, 1950.
10.	Г. А. Кащенко, Основы металловедения, изд. 3, Машгиз, 1957.
Книги по термической обработке
11.	А. П. Гуляев, Термическая обработка стали, Машгиз, 1953.
12.	В. М. Доронин, Термическая обработка углеродистой и легирован-
ной стали, Металлургиздат, 1955.
13.	Ю. А. Геллер, Инструментальные стали, Металлургиздат, 1955.
14.	Я. Р. Раузин, Термическая обработка хромистой стали, Маш-
гиз, 1955.
15.	Современные методы термической обработки стали, сб., Машгиз, 1954.
16.	К. Н. Соколов, Технология термической обработки стали, Маш-
гиз, 1954.
Атласы структур
17.	Н. Ф. Болховитинов и Е. Н. Болховитинова, Атлас нор-
мальных микроструктур металлов и сплавов, Машгиз, 1955.
18.	И. С. Гаев, Металлографический атлас, Металлургиздат, 1941.
Пособия по лабораторным работам
19.	Г. И. Погоди н-А лексеев, Ю. А. Геллер и А. Г. Рахштадт,
Металловедение (методы анализа, лабораторные работы и задачи), изд. 2,
Оборонгиз, 1956.
20.	Ф. И. Масленников, Лабораторный практикум по металловеде-
нию, изд. 2, Машгиз, 1955.
Рекомендуемые пособия
295
21.	Ф. А. Лунев, Лабораторные работы по металловедению, Маш-
гиз, 1955.
22.	Д. Я. Вишняков и И. В. Паисов, Пособие по лабораторным ра-
ботам по металловедению и по термической обработке стали, Металлургиз-
дат, 1955.
1	Справочники
23.	«Металловедение и термическая обработка стали и чугуна», спра-
вочник под редакцией Н. Т. Гудцова, М. Л. Бернштейна и А. Г. Рахштадта,
Металлургиздат, 1956.
24.	А. А. Ш м ы к о в, Справочник термиста, 3 изд., Машгиз, 1956.
25.	И. С. Каменичный, Краткий справочник термиста, Машгиз, 1954.
Журналы, в которых помещаются статьи по термической обработке
«Металловедение и обработка металлов».
«Вестник машиностроения».
«Сталь».
«Станки и инструмент».
«Металлургия», реферативно-библиографический журнал.
Учебные кинофильмы
1.	Превращения при термической обработке стали, 3 части, сценарий
Б. П. Захарова и Н. Т. Жарова, консультант Н. Н. Остапенко, режиссер
П. К. Клинг; производство Свердловской киностудии документальных и научно-
популярных фильмов, 1955.
2.	Поверхностная закалка стали, сценарий В. Ф. Артемьева и Б. П. Заха-
рова, консультант А. П. Гуляев, режиссер П. К. Клинг; производство Сверд-
ловской киностудии документальных и научно-популярных фильмов, 1956.
ПРЕДМЕТНЫЙ УКАЗАТЕЛЬ
А
Азотирование 188
Алитирование 193
Ардометр 210
Атмосферы защитные 97
Аустенит 27
----определение величины зер-
на 42
----остаточный 56
Б
Бейнит 51
Бронзы 278
В
Ванны соляные 106
---- масляные 107
Видманштеттова структура 114
Г
Гомогенизация 108, 121
д
Диссоциометр 210
Диффузия 178
Доводка тепловая 147
Дуралюмин 282
3
Закалка 127
----бездеформационная 146
----изотермическая 142
----местная 144
----поверхностная газопламен-
ная 1-68
----с нагревом токами высокой
частоты 170
---- в электролите 169
----прерывистая 140
---- светлая 142
---- струйчатая 144
---- ступенчатая 141
И
Излом нафталинистый 252
Инструкции технологические 223
Инструменты измерительные 256
---- режущие 245
к
Карбюризаторы 181, 183
Карты технологические 220
Кинетика 29, 37, 47
Коагуляция 43
Компоненты 12
Контроль 202
Красностойкость 152
Л
Латуни 276
Ликвация 121
м
Магнитометр 38
Мартенсит 52
---- отпущенный 77
Медь 276
Металлизация диффузионная 193
н
Напряжения внутренние 87
--	--- определение 238
--	---снятие 125
Нагрев 85
---- индукционный 171
---- ступенчатый 88
Нитроцементация 193
Нормализация 108
О
Обезуглероживание 91
Обрабатываемость 19, 115
Обработка холодом 163, 255
Образцы, продольные и тангенциаль-
ные 237
Предметный указатель
297
Окисление стали 91
----меди 276
Отбеливание 269
Отжиг 108
----диффузионный 121
----изотермический 126
----маятниковый 117
----рекристаллизационный 118
----сфероидизирующий 108
Отливки стальные 229
----чугунные 269
Отпуск 153
----карбидный 227
----многократный 161
---- хвостовиков 157, 248
Очистка 198
П
Патентирование 228
Перегрев 114
Пережог 93
Перлит пластинчатый 28, 50
------ зернистый 50, 117
Печи термические 98
Поковки 231
Полосчатость 121
Правка 202
Превращение Аг 51
---- мартенситное 52
Прессформы 262
Примеси 12
Проволока 227
Прокаливаемость 66
Прокат 224
Процессы технологические 216
Пружины 238
Р
Растрескивание коррозионное лату-
ней 277
Рекристаллизация 43
Релаксация 108
Реометр 210
С
С а мо отпуск 208
Силицирование 197
Силумины 288
Скин-эффект 171
Скорость закалки критическая 60, 66
---- нагрева 88
Сорбит 28, 49
---- отпуска 79
Сплавы алюминиевые 279
--магниевые 290
Среды охлаждающие 69
Стабилизация (сталей аустенитного
класса) 151
Сталь
----автоматная 19
----алмазная 246
----быстрорежущая 23
----с высоким омическим сопротив-
лением 24
----динамная 21, 25
----жаропрочная 24
----износостойкая (Гадфильда) 25
---- инструментальная 19, 245
---- кислотостойкая 23
---- конструкционная 16, 20
----магнитная (для	постоянных
магнитов) 25
----немагнитная	(маломагнит-
ная) 25
---- нержавеющая 23
---- окалиностойкая 24
----пружинная 22, 238
----трансформаторная 21, 25
----шарикоподшипниковая 21
---- штамповая 258
---- электротехническая 21, 25
Сталь кипящая 18
---- спокойная 18
Сталь обыкновенного качества 14
---- качественная 14
---- высококачественная 14
Стали аустенитного класса 33
----карбидного класса 33
---- перлитного класса 33
---- ферритного класса 33
Старение инструментов 162
----чугунных отливок 270
----алюминиевых сплавов 283
Сфероидизация 43
Сульфидирование 256
Т
Твердость вторичная 81
---- способы определения 213
Теплостойкость 23
Термопары 207
Терморегуляторы 208
Термофиксация 270
Травление 199
Троостит 28, 50
--игольчатый 51
-- отпуска 78
У
Улучшение НО, 128
298
Предметный указатель
Ф
Фаза 27
Феррит 28
Флокены 233
Флуктуации 45
X
Хромирование 195
Хрупкость отпускная 81
----- тепловая 82
ц
Цвета каления 207 и вклейка
Цвета побежалости 156 и вклейка
Цементация 180
--- газовая 184
Цементит 28
Цианирование 190
--- инструментов из быстро-
режущей стали 253
Ч
Чугуны 266
ш
Шестерни 243
Шкалы микроструктур 206
Штампы 258
э
Эффект катода 169
Chipmaker.ru
ОГЛАВЛЕНИЕ
Предисловие	.	3
Принятые обозначения	4
Введение	5
Литература	11
РАЗДЕЛ ПЕРВЫЙ
ПРЕВРАЩЕНИЯ В СТАЛИ ПРИ ЕЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ
Глава I. Общие сведения о сталях	12
1.	Классификация сталей................................... 12
2.	Углеродистые стали и их характеристика	16
3.	Легированные стали и их характеристика	20
4.	Диаграмма состояния сплавов железа с углеродом	26
5.	Фазовые превращения в легированных сталях	30
Литература	35
Глава	II. Превращения в стали при ее нагреве ,	36
6.	Превращение перлита в аустенит . .	36
7.	Закономерности роста зерен аустенита .	40
8.	Влияние величины зерна аустенита на свойства стали .	41
9.	Способы определения величины зерен аустенита	. 42
10.	Изменения в структуре стали при нагреве, не вызываемые
фазовыми превращениями	43
Литература	45
Глава	III. Превращения в стали	при охлаждении	45
11.	Механизм превращения аустенита в феррито-цементитную
смесь .................. .	. .	.45
12.	Кинетика превращения аустенита в феррито-цементитную
смесь	.	....	.	.	47
13.	Строение и свойства феррито-цементитной смеси	49
14.	Мартенситное превращение	.	52
15.	Превращения при непрерывном охлаждении .	.	.58
16.	Особенности превращения аустенита в легированных сталях 61
17.	Действительная скорость охлаждения и критическая ско-
рость закалки	65
18.	Прокаливаемость	.	66
19.	Охлаждающие	среды	69
Литература	74
Глава IV. Превращения в закаленной стали при ее нагреве (теория
отпуска)	75
20	Изменения в структуре закаленной углеродистой стали при
нагреве . .	......... .	. .	75
21.	Изменения свойств закаленной стали при отпуске	79
300
Оглавление
22.	Особенности превращений при отпуске закаленных легиро-
ванных сталей .	80
23.	Отпускная хрупкость	81
Литература	84
РАЗДЕЛ ВТОРОЙ
ЭЛЕМЕНТЫ ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО ПРОЦЕССА
ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Глава	V. Нагрев стали .	85
24.	Факторы, определяющие скорость нагрева	85
25.	Определение времени нагрева	. .	88
26.	Окисление и обезуглероживание стали .	. . .	91
27.	Способы защиты стали от окисления и обезуглероживания . . 96	
28.	Технологическая характеристика печей для	термической
	обработки	98
	Литература	107
Глава	VI. Отжиг и нормализация	. 108
29.	Назначение отжига и нормализации .	108
30.	Общее повышение механических свойств	110
31.	Улучшение обрабатываемости	. 115
32.	Повышение пластичности стали .	.	,118
Глав
33. Уничтожение химической неоднородности (диффузионный
	отжиг — гомогенизация) ...	121
34.	Подготовка структуры к закалке .	122
35.	Снятие внутренних напряжений .	125
36.	Изотермический отжиг	126
	Литература	127
। а	VII. Закалка	127
37.	Назначение закалки . .	127
38.	Подготовка деталей к закалке ...	128
39.	Температура закалки сталей перлитного класса	131
40.	Внутренние напряжения при закалке	135
41.	Способы охлаждения при закалке .	139
42.	Объемные изменения при закалке	145
43.	Дефекты закалки 		148
44.	Особенности закалки высоколегированных сталей аустенитного и карбидного классов	149
	Литература	153
Глава VIII. Отпуск и обработка холодом	153
45.	Назначение отпуска . . .	153
46.	Низкотемпературный отпуск	. 155
47.	Высокотемпературный отпуск....................... .	.	157
48.	Особенности отпуска	легированных сталей карбидного класса 160
49.	Старение закаленной	стали	.	.162
50.	Обработка холодом	163
Литература	165
Глава IX. Поверхностная закалка	. 166
51.	Области применения поверхностной закалки .	. 166
52.	Газопламенная	поверхностная закалка	168
53.	Поверхностная	закалка в электролите ...................169
54.	Поверхностная	закалка при нагреве токами высокой частоты 170
Литература	175
Оглавление
301
Глава X. Химико-термическая обработка стали.	.	176
55.	Сущность и классификация видов химико-термической обра-
ботки . .	....	....	176
56.	Общие закономерности процессов химико-термической обра-
ботки . .	178
57.	Цементация	180
58.	Азотирование	188
59.	Цианирование .	.	190
60.	Диффузионная металлизация	. 193
Литература	198
Глава XI. Отделочные операции технологического процесса термиче-
ской обработки	. 198
61.	Очистка от окалины	. 198
62.	Очистка от солей и масла	. 201
63.	Правка .	. 202
Литература	. 202
Глава XII. Контроль	термической обработки .	. 202
64.	Организация	контроля	.	. 202
65.	Контроль исходной стали . .	. 203
66.	Контроль технологического процесса	. .	. . 206
67.	Контроль качества термообработанных деталей и инструмен-
тов (готовой продукции)	.211
Литература	.215
РАЗДЕЛ ТРЕТИЙ
ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ ПРОЦЕССЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Глава XIII. Организация технологического процесса	216
68.	Составные части технологического процесса	.216
69.	разработка технологического процесса	217
70.	Технологическая документация	.	.	220
Литература	.	224
Глава XIV. Термическая обработка проката	224
71.	Разновидности проката	.............. .	224
72.	Термическая обработка горячекатаной стали .	.	225
73.	Термическая обработка	холоднотянутой и холоднокатаной
стали............ .	. 226
74.	Термическая обработка проволоки	227
Литература	.	228
Глава	XV. Термическая обработка деталей машин	229
75.	Термическая	обработка стальных	отливок	.	229
76	Термическая	обработка поковок	валов	231
77.	Термическая	обработка пружин	238
78.	Термическая	обработка шестерен	.	243
Литература	2,44
Глава XVI. Термическая обработка инструментов .	. 245
79.	Термическая обработка режущих инструментов из углеро-
дистых и низколегированных сталей .	.	245
80.	Термическая обработка режущих инструментов из быстроре-
жущих сталей	250
302
Оглавление
81.	Термические способы повышения стойкости режущих инстру-
ментов из быстрорежущих сталей.......................... 253
82.	Термическая обработка измерительных инструментов . .	256
83.	Термическая обработка молотовых штампов и прессформ . . 258
84.	Термическая обработка штампов для холодной штамповки
и холодной высадки	. 262
Литература	. 265
РАЗДЕЛ ЧЕТВЕРТЫЙ
термическая обработка чугуна и цветных металлов
Глава XVII. Термическая обработка чугунных отливок	. 267
85.	Классификация и структура чугунов ...	. 267
86.	Термическая обработка отливок из серого чугуна . .	.	270
87.	Термическая обработка отливок из белого чугуна (получе-
ние отливок из ковкого чугуна) .................... ....	272
88.	Термическая обработка отливок из высокопрочного чугуна 275
Литература	. 277
Глава XVIII. Термическая обработка меди и медных сплавов . 277
89.	Термическая обработка меди	277
90.	Термическая обработка латуней	. 277
91.	Термическая обработка бронз	279
Литература	280
Глава XIX. Термическая обработка алюминиевых и магниевых сплавов 280
92.	Принципы термической обработки алюминиевых сплавов .	280
93.	Термическая обработка деформируемых алюминиевых сплавов 283
94.	Термическая обработка отливок из алюминиевых сплавов 289
95.	Термическая обработка магниевых сплавов	291
Литература	.	. 293
Рекомендуемые пособия	. 294
Предметный указател ь .	. 296
Борис Петрович 3 а х а р о в
ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ
*
Оформление В. В. Гринь
Технический редактор Н. А, Дугина
Корректоры А. И. Быкова, С. С. Воронова
*
НС 35776. Сдано в производство 30/V 1957 г.
Подписано к печати 2/XII 1957 г. Печ. л. 19.
Уч.-изд. л. 19,93. Бум. л. 9,5.
Формат 60х921/1б. Тираж 25000.
Индекс 4—2. Заказ 178.
*
Типография изд-ва «Уральский рабочий»,
г. Свердловск, ул. им. Ленина, 49.