Я. Р. РАУЗИНДоктор технических наукТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА
ХРОМИСТОЙ СТАЛИ(ДЛЯ ПОДШИПНИКОВ И ИНСТРУМЕНТОВ)ИЗДАНИЕ 3-е, ПЕРЕРАБОТАННОЕ
И ДОПОЛНЕННОЕМАШГИЗГОСУДАРСТВЕННОЕ НАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКОЕ ИЗДАТЕЛЬСТВО
МАШИНОСТРОИТЕЛЬНОЙ ЛИТЕРАТУРЫМосква 1963
типа (FcCr);i(', ПІ.ІІІЧ.II		 М III III ними і 111111« V 11 ІПІІГМ 11, м І IM Ірепного II НИХ Ч І м»М . і |і ним Г.’І s ч II« М.І 		 \|ІПМ.І СІМ«* І ./НІ«-1 НІГпроцессы, (’Ияинмімс » І); И І III) І НІ 1111 N1 І .11*1 »II !• • П II. н 1.1111.< ■ 1111(' М II р.іС
падом твердого рас іморнВторое ІІЗДаїІИе І\ 11IIIII бі.ІЛ0 ІІІ.І IIУ ІІ(«*ІН» и І'ІГ.Г) г. В третьем
«издании книги расширено опік лініг т рг мнн.і\ іехиологичсеких
процессом и механизированного п амтома пгиіроплнного оборудона
пия, позволяющего включать операции іермическон обработки
в непрерывный производственный поток. Подробнее рассмотрены
пути получения более качественных изделии п і закаленной хроми¬
стой стали с высокими прочностными свойствами. Расширены ма¬
териалы по ступенчатой (изотермической) закалке и по скорост¬
ному нагреву в расплавленных солях и высокочастотных индук¬
торах.Раздел о высокочастотной закалке написан канд. техн. наук
А. Г. Спектором.
ГЛАВА /ЗАЭВТЕКТОИДНЫЕ ХРОМИСТЫЕ СТАЛИ1. СОСТАВ ХРОМИСТЫХ ЗАЭВТЕКТОИДНЫХ СГАЛЕИ,
ПРИМЕНЯЕМЫХ В МАШИНОСТРОЕНИИХромистые заэвтектоидные стали1 применяются в машино-
строепип в основном для производства шарико- и роликоподшип¬
ником и м качестве инструментальных сталей.Стали для шарико- и роликоподшипниковСтали для шарико- и роликоподшипников составляют группу
конструкционных сталей, но по составу и свойствам принадлежат
к классу инструментальных сталей.Государственный общесоюзный стандарт2 на подшипниковые
стали предусматривает следующую группу хромоуглеродистых ста¬
лей (табл. 1)Таблица 1Марка сталиХимический составв %ССгМпБІБРнеболееШХ61,05—1,150,40—0,700,2—0,40,17—0,370,020,027ШХ91,00—1,100,90-1,200,2—0,40,17—0,370,020,(27ШХ150,95—1,051,30—1,650,2—0,40,17—0,370,020,027ШХ15СГ10,95— 1,051,30—1,650,9—1,20,40—0,650,020,027Содержание никеля в стали всех марок не должно превышать0,3% и содержание меди 0,25% (никель и медь в сумме не должны
превышать 0,5%).1	В дальнейшем изложении для краткости заэвтектоидные хромоуглеродистые
стали именуются хромоуглероднстыми или хромистыми сталями.2	ГОСТ 801-60.5
Наибольшее применение в подшппникостроепии имеет сталь
ШХ15. Из нее изготовляют кольца, ролики и шары. Мелкие шары и
тонкие ролики изготовляют из сталей ШХ9 и ШХ6. Снижение содер¬
жания хрома по мере уменьшения диаметра шариков вызвано
стремлением уравнять влияние, вносимое закалкой, интенсивность
которой увеличивается с уменьшением массы закаливаемого из¬
делия.Применение сталей с различным содержанием хрома для изде¬
лий различных размеров характеризуется данными, приведенными
в табл. 2Таблица 2Марка сталиСодержание хромаДиаметр изготовляемых деталей в ммшариковроликовШХб0,40—0,70До 13,5До 10ШХ90,90—1,20Свыше 13,5 до 22,5Свыше 10 до 15ШХ151,30—1,65Свыше 22,5» 15 » 30Подшипниковая промышленность в настоящее время приступи¬
ла к унификации марок сталей. Марки ШХби П1Х9 намечено исклю¬
чить из применения. Все детали подшипников, включая самые мел¬
кие, будут изготовляться из стали марки ШХ15. Предполагается,
что такая замена создаст некоторые преимущества в производстве
подшипников без ухудшения их качества.Возможна также унификация сортамента подшипниковых ста¬
лей при сохранении существующих марок. В этом случае все прут¬
ки и проволока диаметром до 10 мм будут изготовляться только из
стали ШХб, прутки диаметром 10—15 мм — из стали ШХ9 и более
толстые прутки — из стали ШХ15. Тогда, следовательно, для колец
диаметром до 10 мм должна применяться сталь ШХб и диаметром
10—15 мм — сталь ШХ9.	ЧХромокремниемарганцовистая сталь ШХ,15СГ применяется для
деталей более крупных подшипников с целью улучшения их прока-
ливаемости. В настоящее время из нее изготовляются кольца с тол¬
щиной стенки более 16 мм и ролики диаметром более 22—25 мм.Широкое распространение хромоуглеродистой стали для под¬
шипников качения объясняется тем, что, будучи легированной и
сравнительно недорогой, эта сталь в то же время обладает значи¬
тельными достоинствами: высокой прочностью, сопротивляемостью
усталости и изнашиванию.Сталь для подшипников выплавляется в электрических печах.
Если имеются соответствующие исходные материалы, позволяющие
выплавить чистую сталь, то возможна выплавка и в кислых марте¬
новских печах. Основную мартеновокую сталь можно применять
для подшипников только в том случае, если удается выплавить
сталь, чистую от неметаллических включений. Так как в основных
мартеновских печах сталь не может быть выплавлена с гарантиро-6
панной степенью чистоты, применение ее для подшипников каченияш'желательно.В производстве подшипников к стали предъявляют весьма жест¬
кие требования в отношении ее чистоты по неметаллическим вклю¬
чениям. Требования, которые предъявляют к шарикоподшипнико¬
вой стали в отношении чистоты по шлаковым и газовым включе¬
ниям. и карбидной ликвации, являются наиболее высокими из
предъявляемых к специальным сталям.Повышенные требования к сталям для подшипников качения
объясняются тем, что они должны выдерживать в закаленном со¬
стоянии высокие сосредоточенные и знакопеременные нагрузки,
сопровождающиеся сильным
истиранием.Особенно вредными явля¬
ются неметаллические включе¬
ния, выходящие на поверх¬
ности, подвергаемые большим
контактным напряжениям. Де¬
фекты па поверхностях каче¬
ния п в том числе неметалли¬
ческие включения резко сни¬
жают долговечность подшип¬
ника. Они служат местом КОН- Фиг. 1. Влияние неметаллических вклго-
центрации напряжений И ЯВ- чений на усталость поверхностного слоя.ляются очагами зарождения 0бРазец диаметром 18,8 радиус кри-г	визны У мм.усталостных трещин.На фиг. 1 показано изменение числа циклов напряжений, кото¬
рые выдерживают обкатываемые сферические образцы до начала
усталостного выкрашивания, в зависимости от максимального раз¬
мера глобулярных включений, выходящих на поверхность качения.Необходима тщательная проверка загрязненности стали неме¬
таллическими 'включениями. ГОСТом 801-60 на шарико- и ролико¬
подшипниковую сталь предусмотрен порядок оценки загрязнен¬
ности стали неметаллическими включениями по условно принятым
шкалам, где частота включений и главным образом их максималь¬
ные размеры оцениваются по четырехбалльной шкале.Различают три вида неметаллических включений:
хрупкие включения — оксиды и хрупкие силикаты, не под¬
дающиеся пластической деформации;пластичные включения — сульфиды и пластичные сили¬
каты, вытягивающиеся, как и сульфиды, при пластической дефор¬
мации в тонкие нитевидные полоски;глобулярные включения, куда входят силикатные вклю¬
чения круглой формы разного состава.В табл. 3 приведены нормы максимально допустимой загряз¬
ненности подшипниковой стали неметаллическими включениями.Столь же опасными для снижения долговечности подшипников,
как и неметаллические включения, являются другие металлургиче-7Число циклов
Таблица 3Включения (баллы).не болееВид стали и диаметр пруткахрупкиепластич¬ныеГлобуляр-|ныеКалиброванная (холоднотянутая) и горячекатаная
отожженная до 40 мм вкл.	222То же свыше 40 до 80 мм вкл.	2,52,52,5Горячекатаная неотожженная до 4мм • вкл. . .2,52,52,5То же свыше 40 до 80 мм вкл	32,53То же свыше 80 мм	333ские дефекты — газовые пузыри, микропоры и микроскопические
трещины.В связи с тем, что в последние годы было выявлено значитель¬
ное влияние этих дефектов и макроструктуры в целом на качество'
подшипников в ГОСТе 801-60 предусмотрены нормы предельного
содержания следующих дефектов (в баллах, по соответствующим
шкалам '):а)	центральная пористость не более балла 2;б)	общая пористость в прутках сечением до 100 мм не выше
балла 2;в)	ликвация не более балла 2;г)	микропористость в прутках горячекатаной отожженной и хо¬
лодно тянутой стали диаметром менее 60 мм не допускается; в-
прутках свыше 60 до 80 мм допускается не более балла 2.Несмотря на такую строгую регламентацию неметаллических
включений и других дефектов (пористости, ликвации и т. д.), сталь,
выплавленная в обыкновенных (электрических или кислых марте¬
новских) печах, не может удовлетворить возросшие требования
к чистоте стали, связанные с повышенными удельными нагрузками
в подшипниках наиболее ответственного назначения (авиационных,,
железнодорожных) или специфическими условиями работы прибор¬
ных подшипников. Эти требования могут быть удовлетворены толь¬
ко путем применения новых, более совершенных методов выплавки
стали (плавка в вакууме, переплав под шлаком и т. д.), обеспечи¬
вающих резкое снижение количества я величины неметаллических
включений и, в частности, наиболее опасных из них — твердых
и хрупких оксидов и силикатов.Как показали исследования [8], в стали марки ПГХ15, выплав¬
ленной методом дугового переплава в вакууме, количество неме¬
таллических включений резко снизилось. Характеристики метал¬
лургического качества стали, переплавленной в вакууме, в сравне¬
нии с исходной сталью, приведены в табл. 4 (пруток диаметром
20 мм). Эта таблица показывает, что вакуумный металл значи¬
тельно чище металла, выплавленного по обычной технологии.
Он тем более чист, чем чище исходный металл. В связи с этим вто-1 Шкалы перечисленных дефектов приложены к ГОСТу 801-00.8
ричный переплав металла в вакууме в еще большей степени очи¬
щает его от неметаллических включений. В табл. 5 приведены
данные об очистке стали ШХ15 при двукратном переплаве ее в ва¬
кууме [11].Таблица 4Вид сталиХрупкиевключения(оксиды)Пластичныевключения(сульфиды)ХрупкиесиликатыОкруглыесиликатыПлавка
№ 1Плавка
№ 2Плавка
№ 1Плавка
№ 2Плавка
№ 1Плавка
№ 2Плавка
№ 1Плавка
№ 2Исходная сталь ШХ15,
выплавленная в элек¬
тропечи 	3,41,24,62,81,94,23,63,9Та же сталь после пере¬
плава в вакууме . . .1,01,03,01,11,71,42,03,0Таблица 5Вид сталиОке идыСульфидыХрупкиесиликатыОкруглыесиликатыБаллы. макс.средн.макс.средн.макс.средн.макс.средн.Исходная сталь ШХ15 .4,02,252,51,52,00,94,01,8Та же сталь после перво¬
го переплава в вакууме
(давление 10 3—10—4 мм рт. ст) . .0,50,52,01,152,00,651,00,55Та же сталь после вто¬
ричного переплава в
вакууме (при тех же
условиях)0,50,51,00,550,50,5Высокое металлургическое качество стали, близкое к качеству
металла, подвергнутого переплаву в вакууме,.получается при элек¬
тродном переплаве стали под шлаком 5. В табл. 6 приведены в ка¬
честве примера результаты металлографического анализа сталей
марок ШХ15СГ и ШХ15Г (не стандартизованной), выплавленных
в электродуговой печи и затем переплавленных под шлаком в элек¬
тродном кристаллизаторе.При переплаве металла в вакууме резко уменьшается содержа¬
ние кислорода в стали. По данным работы [11] содержание кисло¬
рода в стали ШХ15, выплавленной в электродуговой печи, снизилось
при дуговом вакуумном переплаве с 0,0045 до 0,0023% при первом
переплаве и до 0,0017% при втором. При электродном переплаве1 О технологии электродного переплава под шлаком см. 113], [25].9
стали под шлаком количество кислорода в стали также умень¬
шается, но в меньшей степени. Количество азота в стали почти
не изменяется.Таблица 6Марка сталиВ состоянииОксидыСульфидыОкруглыесиликатыБаллы (средние)ШХ15СГПосле выплавки в дуговоііпечи	После переплава под шла¬
ком 	12,61,12,21,051,61.0ШХ15ГПосле выплавки в дуговойпечи 	После переплава под шла¬
ком 	2,051,21,91,11,41,0Применение сталей, выплавленных в вакуумных печах или пере¬
плавленных под шлаком, как будет показано в главе VII, намного
повышает работоспособность подшипников и других изделий, изго¬
товляемых из хромоуглеродистых сталей. Оно, кроме того, позво¬
ляет по-новому подойти к более сложному легированию этого клас¬
са сталей, лимитировавшемуся до сих пор из-за ухудшения метал¬
лургического качества стали, сопутствующего, как правило, такому
легированию.Так, небольшая добавка кремния и марганца к стали ШХ15 вы¬
зывает значительные затруднения в металлургическом производ¬
стве стали ШХ15СГ и неизбежно сопровождается ухудшением
металлургического качества стали. Применение таких легирующих
элементов, как V, Т1, В и др., также, как правило, лимитируется
трудностью получения стали надлежащего качества.Использование добавок этих элементов как раскислителей очень
полезно для металлургического качества стали, но при условии,
если их остаточное количество не будет превышать известного пре¬
дела. При содержании в стали ШХ15 добавок V больше 0,15—0,25%, Т\ больше 0,1%, В больше 0,01% отмечается заметное ухуд¬
шение металлургического качества стали. Наряду с хрупкими
нитридами и специальными карбидами, образуются сложные вклю¬
чения силикатного типа. Лишь цирконий в количествах, превышаю¬
щих 0,1—0,15%, способствует очистке стали от неметаллических
включений. Его применение в хромоуглеродистой стали лимити¬
руется образованием хрупких карбидов циркония [12].Выплавка стали под вакуумом или переплав под шлаком позво¬
ляет улучшить плотность сталей с повышенным содержанием Мп
и Сг, уменьшает количество неметаллических включений в них10
и в сталях, легированных другими карбидообразующими элемен¬
тами. Это создает предпосылки для использования легирования
стали и достижения заметного улучшения ее прочности.Наряду с металлургической однородностью подшипниковая сталь
должна обладать наибольшей химичеокой однородностью. Коли¬
чество примесей в. ней должно находиться в узких пределах. Это
частично отражено в приведенных составах шарикоподшипниковой
стали, предусмотренных государственным стандартом. Содержание
вредных примесей в подшипниковой стали должно быть очень
низким.Повышенное содержание серы приводит к увеличению коли¬
чества сульфидов и размеров этих включений, что особенно неже¬
лательно на рабочих поверхностях и под тонким слоем металла
беговых дорожек, так как вызывает преждевременный износ в виде
шелушения или выкрашивания.Повышенное содержание фосфора способствует увеличению
зерна и повышению хрупкости, вследствие чего детали подшип¬
ников становятся чувствительными к динамическим нагрузкам. При
нормальном режиме тепловой обработки резко усиливается склон¬
ность к образованию трещин при закалке и особенно при шлифо¬
вании. Статическая и динамическая прочность значительно сни¬
жается. Установлено также, что повышенное содержание фосфора
в шарикоподшипниковой стали уменьшает ее износостойкость.Однородность свойств закаленной стали нарушается также при
карбидной ликвации и полосчатости, как следствий ликвации
в стальном слитке.Скопления карбидов, карбидные строчки, так же как неметал¬
лические включения, могут быть очагами выкрашивания, образо¬
вания мельчайших трещин и, следовательно, причиной преждевре¬
менного разрушения подшипника.Карбидная полосчатость приводит к образованию в процессе
закалки смежных полос разных структур, от троостита до иголь¬
чатого мартенсита, что резко понижает механическую прочность
и, в частности, предел усталости.Карбидная неоднородность оценивается по пятибалльной шкале
ГОСТа 801-60 отдельно для, карбидной строчечности (ликвации)
и скоплений мелких карбидов — карбидной полосчатости и должна
удовлетворять нормам, приведенным в табл. 7.Таблица 7Вид сталиКарбидная неоднородность (допустимые
баллы)г, Строчечность
Полосчатость (ликвация)Холоднотянутая21I орячекатаная отожженная32Горячекатаная неотожженная ....43
По тем же причинам нежелательно присутствие в изделиях кар¬
бидной сетки. ГОСТ 801-60 не допускает карбидной сетки в под¬
шипниковых сталях. Разрешаются лишь остатки карбидной сетки
при условии, если они не превышают трех баллов по 6-й шкале
стандарта.Случайные примеси— никель и медь—га шарикоподшипниковой
стали допускаются в сумме не более 0,5% (см. выше), так как они
вносят изменения свойств стали после отжига и закалки.Примесь меди в шарикоподшипниковой стали отрицательно
влияет также на ее поведение при ковке, ирокагке и штамповке,
вызывая появление мелких поверхностных трещин и надрывов [63].Сталь для подшипников поставляется машиностроительным за¬
водам горячекатаной или в виде холоднотянутых калиброванных
прутков. Горячекатаная сталь предназначается для горячей меха¬
нической обработки на подшипниковых заводах. Небольшая часть
мелких профилей и труб поставляется в отожженном виде и непо¬
средственно поступает на механическую обработку на станках.Горячекатаная отожженная и холоднотянутая сталь ШХ6—
ШХ15 должна иметь микроструктуру однородного мелкозернистого
перлита. Твердость стали Ц1Х15 по ГОСТу должна быть в пределах
НВ 179—207 (диаметр отпечатка с1 = 4,5-~ 4,2). Твердость стали
ШХ15СГ должна быть в пределах НВ 179—217 (^=4,5-г-4,1). Для
получения высококачественной структуры после закалки жела¬
тельно нижний предел допустимой твердости стали ШХ15 повы¬
сить до НВ 187 (с?=4,4).В отожженном состоянии сталь ШХ15 должна иметь следую¬
щие механические свойства:Предел прочности при растяжении	 65—70 кГ/'мм2Удлинение		> \о%Сжатие поперечного сечения		>35%Модуль упругости для сталей ШХ6—ШХ15 принимается рав¬
ным 21 500 к Г 1мм2.Кроме анализа макро- и микроструктуры, сталь подвергают
пробе на излом (в сыром и закаленном состоянии) и осадку.Инструментальные сталиВ числе инструментальных легированных сталей, предусмотрен¬
ных ГОСТом 5950-51, имеются указанные в табл. 8 и 9 группы хро¬
мистых заэвтектоидных сталей.Имеется также группа сталей с добавкой небольшого коли¬
чества марганца, кремния и вольфрама. Химический состав этих
хромомарганцевовольфрамовых, хромокремниевых и хромомарган¬
цевокремниевых сталей также приведен в табл. 8.Стали 9Х, X, Х09, благодаря положительному влиянию хрома
обладают в низкоотпущенном состоянии более высокими механи¬
ческими свойствами и, в частности, большей пластичностью, чем
углеродистые стали У10 и У12, при одинаковой твердости.12
В стали ХГ, в которой содержание углерода повышено до 1,3—
1,5%, положительное влияние хрома значительно меньше, так как
образуются крупные и менее однородно распределенные карбиды,
что приводит к падению пластичности.Стали X, 9Х, Х09 и особенно сталь ХГ обладают значительно
лучшей закаливаемостью, чем углеродистые стали с тем же содер¬
жанием углерода. Это позволяет отказаться от закалки изготов¬
ляемых из них инструментов в воде; закалка в воде увеличивает
внутренние напряжения, деформацию и сопровождается образова¬
нием трещин.Таблица 8Марка сталиХимичсскмн состав п %ССгМп\УоХромистые стали1-я группа9Х0.80—0,951,4-1,70,25—0,350,25—0,45—X*0,95—1,11,3-1,6< 0,40< 0,35—Х09**0,95—1,10,75—1,05< 0,40< 0,352-я группаХ051,25—1,400,4—0,60,2—0,4< 0,35—ХГ1,30—1,501,3-1,о0,45—0,70<0,35—Стали с добавками Мп, Б!, ШХВГ0,90—1,050,9-1,20,8-1,10,15—0,351,2-1,69ХВГ0,85—0,950,5—0,80,9—1,20,15—0,350,5—0,89ХС0,85—0,950,95—1,250,3—0,61,2-1,6—ХГС0,95—1,10»1,4-1,80,8-1,20,5—1,0—•По содержанию С и Сг соответствует стали ШХ15.
**Ло содержанию С и Сг близка к составу стали ШХ9.Дополнительное легирование стали кремнием в пределах, при-
пятых для стали 9ХС (1,2—1,6%), сообщает ей большую устойчи¬
вость против отпуска по сравнению со сталью X, что важно главным
образом для режущего инструмента (сверла, развертки, плашки
и т. д.). Кремний также увеличивает прокаливаемость хромистой
стали. Из отрицательных свойств, сообщаемых кремнием, следует
отметить повышенную чувствительность к обезуглероживанию
(по сравнению со сталью X) и некоторое снижение пластичности.Вольфрам в хромовольфрамомарганцовистой стали (ХВГ и13
9ХВГ) также увеличивает устойчивость изготовляемого из нее ин¬
струмента против отпуска. Сталь 9ХВГ и особенно ХВГ характерны
минимальным изменением размеров при закалке, что очень важно
при производстве измерительного инструмента и других инструмен¬
тов сложной формы.Сталь ХГС, имея все преимущества хромистой стали X, кроме
того, обладает способностью более глубокой прокаливаемости. Это
является очень важным свойством для массивных изделий, так
как полная прокаливаемость изделий из стали X ограничивается
сечением 16—25 мм.Из перечисленных сталей изготовляют:а)	штамповый и прочий инструменты — матрицы и
пуансоны вытяжных, гибочных, обрезных и вырубных штампов,
штемпели, пуансоны клеймения, накатные плашки, пресс-формы
для пластмасс и др. (X, Х09, 9ХС, ХГ, 9ХВГ);б)	измерительные инструменты — шаблоны, эталоны,
гладкие калибры (пробки, кольца), лекала, рабочие детали изме¬
рительных приборов, резьбовые калибры (ХГ, ХВГ, 9ХВГ, X,
Х05, ХГС);в)	машинные части — кулачки, эксцентрики, пальцы, ро¬
лики, валки для холодной прокатки, гребенки, детали приспособле¬
ний (сухарики, упоры) и т. д. (9Х, X, Х09 и др.);г)	режущие инструменты, работающие при режимах ре¬
зания, не вызывающих сильного разогрева,— ножи, сверла, раз¬
вертки, метчики, лерки, напильники, протяжки, бритвы и хирурги¬
ческий инструмент (9ХС, Х05, ХВГ, ХГ и др.).д)	деревообрабатывающие инструменты — ножи,
фрезы, пилы машинные, пилы ручные (X, Х09 и др.).Все сказанное выше о подшипниковых хромоуглеродистых ста¬
лях относится и к сталям для инструментов. Так как удельные на¬
грузки в значительном большинстве инструментов (за исключением
режущего), штампов и приспособлений ниже, чем у деталей под¬
шипников, то требования, предъявляемые к инструментальной ста¬
ли, тоже значительно ниже, хотя и в этой стали также не допу¬
скаются поры, трещины, шлаковые включения и т. д. Микрострук-
турный контроль инструментальной хромистой стали с числовой
оценкой неметаллических включений, за редким исключением, не
производится.Микроструктурный контроль металлургического качества и
структуры стали производится лишь для особо ответственных
назначений и при наличии специальных технических условий, за
исключением глубины обезуглероженного слоя, проверяемого во
всех случаях. Качество стали проверяется на излом, который дол¬
жен быть мелкозернистым. Проба на закалку, которая в данном слу¬
чае производится так же, как и для подшипниковой стали, должна
гарантировать закаливаемость на твердость не ниже #/?С 61—64*
в зависимости от марки стали.14
Кроме этих двух групп хромистых заэвтектоидных сталей,
имеется небольшая группа высокохромистых инструментальных
сталей с содержанием 12% хрома.Высокохромистые инструментальные стали предназначены для
изготовления изделий, работающих в условиях сильного истирания
и больших нагрузок, в том числе при повышенных температурах.
Сталь хорошо выдерживает статические и в меньшей мере дина¬
мические нагрузки, для которых следует выбирать более вязкие
сорта этих сталей и подвергать их добавочной горячей механи¬
ческой обработке.ГОСТом 5950-51 предусмотрены высокохромистые стали двух
марок — Х12 и Х12М, состав которых приведен в табл. 9.Таблица 9МаркасталиХимический состав в %ССгМп Б)VМоХ21Х12М2,0—2,3
1,45—1,7011,5—13,011,0-12,5<	0,35<	0,35/А/А
о оЛ. £*
О О0,15—0,300,4—0,6За последние годы вместо стали Х12М был предложен ряд ма¬
рок стали аналогичного состава, не содержащей молибдена.Высокохромистые стали применяют для волочильных досок, ги¬
бочных, вырубных штампов и штампов глубокой вытяжки листового
металла с высокой устойчивостью против истирания, накатных пла¬
шек и профилировочных роликов, длительно неистирающихся эта¬
лонов и т. д. При этом сталь Х12 применяется для работы при низ¬
ких температурах в изделиях, не имеющих острых рабочих граней,
работающих в условиях статических нагрузок. В остальных слу¬
чаях применяются более вязкие стали, марок Х12М, Х12Ф, Х12ФЫ,
легированные молибденом или ванадием, у которых, кроме того,
наиболее полно можно осуществить сохранение размеров при
закалке.Сталь Х12 после закалки с 950—1000° в масле должна иметь
твердость не менее Я/?С 60, а сталь Х12М после такой же закал*
ки — не менее #/?С 58.Стали Х12 и Х12М и аналогичные им стали проверяют на отсут¬
ствие сетки эвтектических карбидов. Кроме того, в этих сталях
крайне нежелательно наличие грубой строчечной структуры.Инструментальную сталь поставляют, как правило, в отожжен¬
ном виде. Твердость по Бринелю (НВ) в состоянии поставки
должна быть:Х12М, Х12Ф, Х12Ф1М, ХГС, ХВГ	207—255 (<*=4,2н-38)*ХГ, 9ХС, 9ХВГ	197-241 (4 = 4,3 -г-3,9)Х05	187—241 (й = 4,4 -I- 3,9)X	187—229 (с! = 4,4 -т-4,0)Х09	179—229 & = 4,5 ~ 4,0)9Х	179—217 (й = 4,5 -г- 4,1)*	Диаметр отпечатка ё дан для £ = 10 мм и Р = 3000 кГ.1&
Твердость инструментальной стали допускается несколько более
высокая, чем подшипниковой того же состава, гак как инструмен¬
тальная сталь подвергается обработке на универсально-механиче¬
ском оборудовании, а подшипниковая обрабатывается на высоко¬
производительных автоматических или полуавтоматических
станках.Наиболее широко применяемой и самой характерной из хро¬
мистых сталей является сталь ШХ15 (X) с содержанием—1,0%
углерода и 1,5% хрома.Тепловой режим и его обоснование для данной стали являются
типичными для всех перечисленных сталей. По этой причине она
явилась объектом большинства описанных ниже исследований..2. ВЛИЯНИЕ ХРОМА НА СВОЙСТВА ЗАЭВТЕКТОИДНОЙ СТАЛИАтомнокристаллическое строение хрома подобно а-железу, т. е.
хром имеет решетку центрированного куба. Параметр решет¬
ки а — 2,877 А. Удельный вес хрома 7,1 г/смъ. Коэффициент рас¬
ширения при 20° равен 8,2 • 10_6. Температура плавления хро¬
ма 1615°*.Железохромовые сплавы в твердом состоянии образуют непре¬
рывный ряд твердых растворов. Область у-твердого раствора под
влиянием хрома суживается. В связи с тем что атомнокристалли¬
ческое строение хрома аналогично строению а-железа, переход
а-железа в у -железо с введением хрома затрудняется.На фиг. 2 приводится диаграмма состояния системы железо—
хром [1], [5].Точка Л4 с увеличением содержания хрома непрерывно сни¬
жается. Точка Л3 сначала, примерно до 8% хрома, понижается,
а затем несколько повышается. При содержании около 13% хрома
7-область оказывается замкнутой. Выше 13—14% сплавы Ие—Сг
представляют собой а-твердый раствор.Двойная линия, ограничивающая у -область, указывает на то,
что при переходе из у - в а-железо образуется интервал одновре¬
менного существования обеих фаз.Точка магнитного превращения Л2 после некоторого подъема
при малых содержаниях хрома непрерывно понижается при увели¬
чении его содержания.В сплавах с содержанием 44—52% хрома, как было указано
Н. Т. Гудцовым, существует неустойчивое интерметаллическое сое¬
динение Ре—Сг с содержанием 48,2% хрома.До концентрации 2,0% хром растворяется во всем интервале
температур твердого и жидкого состояний железа. Атомный радиус
хрома мало отличается от атомного радиуса железа. Атомы хрома,
находясь в феррите, замещают в узлах решетки железо, не вызы¬
вая ее значительного искажения, поэтому твердый раствор хрома*	Здесь И везде дальше температура дана в градусах Цельсия.16
в железе (до 2% хрома) мало изменяет его свойства; лишь ударная
вязкость несколько повышается—с 26 до 30—32 кГм/см2 [2]. На¬
оборот, твердый раствор хрома в аустените заметно изменяет его
свойства. В частности, заметно увеличивается твердость и, следо¬
вательно, затрудняется деформируемость аустенита, содержащего
в растворе хром. Устойчивость железа и стали против коррозии
с добавлением хрома также сильно повышается.В тройных сплавах железо—углерод—хром последний компо¬
нент— хром — в большей части связывается углеродом в кар¬
биды.В низколегированных сталях, к которым относятся и описывае¬
мые нами хромоуглеродистые ста¬
ли, наблюдаются лишь сложные
карбиды железа и хрома, изо¬
морфные цементиту.Согласно современным пред¬
ставлениям [3], при наличии в ста¬
ли 1—2% хрома образуется слож¬
ный карбид ГезС(Сг), содержа¬
щий в растворе почти все количе¬
ство хрома *. Этот карбид, так же
как и цементит, растворяется в у-
железе. В заэвтектоидных сталях
типа X (ШХ15) эти железохро¬
мистые карбиды полностью рас¬
творяются в аустените при нагре¬
ве до 890—900°.При содержании хрома, превышающем 2,0%, в стали появляют¬
ся специальные карбиды хрома. Они также представляют собой
кристаллообразования типа твердого раствора с преобладанием
хрома (Сг, Ре)7С3 и кристаллизуются в тригональной системе.
Тригональный карбид наиболее устойчив и растворяется в аусте¬
ните лишь при 1040—1070е [4].При концентрации хрома начиная с 10—11% образуются слож¬
ные карбиды, кристаллизующиеся в кубической системе. Наличие
кубического карбида типа Сг4С было установлено посредством
рентгенографического анализа [3]. Однако в 1933 г. при исследова¬
нии нержавеющей стали с 13% хрома было установлено, что кар¬
бидная фаза имеет, видимо, состав, соответствующий форму¬
ле Сг23С6.Распределение границ существования различных карбидов пока¬
зано по уточненным данным [6] на фиг. 3, представляющей разрез
железного угла тройной диаграммы при 20°. На этой диаграмме
заштрихованные области являются границами существования кар¬
бидов различного состава. Эти границы относятся к равновесным
состояниям карбидов.1 В отожженной стали, с содержанием 1,0% С и 1,5% Сг^ 1,1—1,2% хрома
сиязано в карбидах.25 У 7	17°С1600іиоо12001000800600т200ОГе-СгЖидкий, апла'в\ГК*7ОС\» 1
Р )Ре-Сг.ЧО 10 20 30 ио 50 60 70 80 90% СгФиг. 2. Диаграмма состояния сис¬
темы железо — хром.
В используемых в производстве сталях рассматриваемого нами
типа даже при среднем составе, не выходящем за пределы 1 % С
и 1,5% Сг, вследствие ликвации возможно присутствие специаль¬
ных карбидов. Междендритпые участки могут иметь концентрацииуглерода и хрома, значительно превы¬
шающие средний состав и граничные
значения существования тригональ-
ного карбида.Практически низколегированные
стали описываемого нами типа, если
не возникает новых карбидных фаз»
можно рассматривать как двухкомпо¬
нентную систему железо—цементит
с учетом влияния хрома на темпера¬
турные и концентрационные точки диа¬
граммы.Это влияние иллюстрирует псевдоби¬
парная диаграмма состояния (фиг. 4),
представляющая разрез диаграммы
железо—хром—углерод при постоян-
Фиг. з. Разрез железного угла пом содержании хрома 1,6% [5]. Сравне-тройной диаграммы при 20 . ыие этод диаграммы с диаграммой
Области существования карой- ^ г-. п	1	-	гу чов |б|	1 Р—ге3С показывает небольшое сни¬жение линии солидуса, сдвиг линии
предельной растворимости углерода в аустените и эвтектоидной
точки в 'сторону меньших содержаний углерода. Температура А?°С 0 1 2 3 ь 5 6 7% С1500
а1иоо
то
то
1100
1000
9000,^ 0,71,0Фиг. 4. Диаграмма состояния сплавов Ре — С при
содержании 1,6 % Сг; Ь— жидкий сплав.значительно повышена по сравнению с углеродистой сталью Ч
Эвтектоидное превращение протекает в температурном интер¬
вале, в котором имеет место равновесие между ферритом, карби-1 Ориентировочно можно считать, что каждая 0,1% Сг повышает Ас\ на 1,2°.
18 . ;
дом и аустенитом с переменной концентрацией в нем углерода
и легирующего элемента.Практически наиболее важными явдяются изменения темпера¬
тур превращения	и условий выделения карбидов из твердого
раствора, вызываемое добавкой хрома. В связи с уменьшением
растворимости углерода в аустените под влиянием легирования
хромом вся линия предельной растворимости карбидов в аустените,
а вместе с ней и эвтектоидная точка 5 сдвигается влево, в сторону
меньших концентраций углерода. Величина этого сдвига зависит
от количества легирующего элемента.На фиг. 5 показано изменение положения эвтектоидной точки
5 и точки Е диаграммы под влиянием добавки хрома.Для стали типа ШХ15 (X) с 1,5% хрома, как эго следует из
диаграммы, эвтектоидная точка сдвигается влево до 0,7% С.Одновременно со смещением влево линии предельной раство¬
римости углерода в у -железе снижается и линия солидуса; об¬
ласть у -железа сужается.Сужение у -области в стали происходит под влиянием хрома
так же, как в железе; но в связи с тем, что углерод расширя¬
ет у -область в стали, для полного исключения (выклинивания)
у -области требуется большая концентрация хрома. Полное ис¬
чезновение у-области (аустенита) имеет место при содержании
хрома свыше 30%.На фиг. 6 представлены разрезы диаграммы железо—углерод-
хром при постоянных содержаниях углерода [5]. Диаграммы охва¬
тывают область до 25% хрома. Концен¬
трация, отвечающая 1,6% хрома, отме- 0/^г
чгпа на диаграммах пунктиром. Соответ¬
ствующие концентрации по углероду
также отмечены пунктиром на диаграмме
состояния железо—углерод с 1,6% хрома
(см. фиг. 4).Эти диаграммы позволяют устано¬
вить, что переход доэвтектоидной стали
с 0,1% С (фиг. 4 и 6, а) из области одно¬
родного у -твердого раствора в область
более низких температур сопровождается
выделением феррита. К одновременному
существованию а- и у-фаз с дальнейшим
охлаждением добавляется выпадение
карбидов (Ре, Сг)3С. Совместное суще-*
сгвование трех фаз имеет место в очень узком интервале темпера¬
тур перлитного превращения.I Госле окончания превращения у -> а остаются а-фаза и кар-
бп41*1 (Ре, Сг)3С, сохраняющиеся в виде перлита и феррита доком-
па I ной температуры.го161284ОКгч11ч'куГкVЧ,од2,0 %СФиг. 5. Измене- те поло¬
жения точек 5 и Е под
влиянием :.рома.19
В заэвтектоидной стали (фиг. 4 и 6, в) эвтектоидиому превра¬
щению 7 а предшествует выпадение карбидов. После неболь¬
шого температурного интервала совместного существования трех
фаз (у-, а- и карбидов)' превращение заканчивается образова¬
нием перлита и сохранившихся карбидов. В стали с 0,7% С (фиг.4
и 6,6), отвечающей при содержании 1,6% хрома эвтектоидиому
составу, наблюдается лишь эвтектоидный распад.о,ь%с0\ 5 10 15 го 25°/оСг«+(Ге,Сг)3Са)'-х'-иои-У'Ьг,Ш,/,0%СЦф,Сг)р(РМ5 Ю 15 го 25% С г
\+(Ге,Сг)3С
б)900
Ї^Є,Сг)3Са*х*(ґе,Фиг. 6. Диаграмма состояния сплавов Ре — Сг:
а — 0,4% С; б — 0,7% С; в — 1,0% С.15 20 25% Сг
ґ3.	ВЛИЯНИЕ МАРГАНЦА НА СВОЙСТВА ЗАЭВТЕКТОИДНОЙХРОМИСТОЙ СТАЛИПриведем краткие сведения о влиянии марганца на железохро¬
мистые и железохромоуглеродистые стали. Это позволит выяснить
некоторые особенности, которые вносит в сталь повышенное содер-
жание марганца.Атомный вес марганца 54,93. Марганец обладает кубическойорешеткой с параметром 9,894 А. В элементарной ячейке марганца
содержится 58 атомов. С прибавлением марганца к железу пара¬
метр кристаллической решетки сплава плавно возрастает. Плот¬
ность марганца меньше плотности железа, в связи с чем с повы¬
шением концентрации марганца плотность сплава убывает.
При 5% Мп плотность железа снижается с 7,88 до 7,83. Темпера¬
тура плавления марганца 1247°,20
В ряде легирующих примесей марганец занимает промежуточ¬
ное место. По отношению к углероду он принадлежит к группе
хрома, так как с углеродом образует карбид марганца; по дейст¬
вию на критические точки относится к группе никеля, так как,
понижая точку Л3, расширяет область твердого раствора.Марганец, будучи добавлен к стали в небольших количествах,
частично растворяется в феррите, но входит и в состав карбидов.
Образующийся при этом двойной карбид железа и марганца
(Ре, Мп)3С также изоморфен цементиту и по своим свойствам
мало от него отличается.В отличие от хромистых карбидов, он переходит в твердый рас¬
твор так же легко, как цементит, и так же легко из пего выделяется
при отпуске.Марганец заметно повышает твердость и прочность феррита.
Твердость аустенита с прибавлением марганца, так же как и хро¬
ма, значительно увеличивается.Марганец расширяет у -область. Прибавление марганца увели¬
чивает гистерезис критических точек железохромистых и железо¬
хром оуглеродистых сплавов.В отличие от хрома, марганец снижает точку Л3, а также точ¬
ку /11 как при охлаждении, так и при нагреве. В связи с резким
увеличением гистерезиса и более быстрым снижением точек Лз
п Л\ при охлаждении железомарганцовистых сплавов с прибавле¬
нном марганца различие в температурах Лс3 и Лг3 все возрастает,
пока при содержании 14% Мп температура Лг3 достигает комнат¬
ной, т. е. сплав становится полностью аустенитным. Это влияние
марганца на снижение критических точек в чистых железомарган-
цовистых сплавах сохраняется и в железохромистых и особенно
н железохромоуглеродистых сплавах.Рост гистерезиса между Ас3 и Аг3, а такэке расширение интер¬
на;! а у;=* а превращения в безуглеродистых хромистых сплавах
<• прибавлением марганца можно иллюстрировать псевдобинар-111.1	м11 диаграммами железохромистых сплавов с различным содер¬
жанием марганца (см. фиг. 7 и 8).На фиг. 7 показана часть диаграммы состояния железохро*
мистых сплавов в пределах содержания хрома от 0 до 30%. Наряду
с замкнутой у-областью и двухфазной областью а + у при нагре-
мо, имеется и область сосуществования у + а-фаз при охлажде¬
нии [61].11а фиг. 8, а приведена та же диаграмма состояния Ре—Сг—Мп
при содержании 0,6% марганца, а на фиг. 8,6 — диаграмма состоя¬
ния Ре—Сг—Мп при содержании 1,4% Мп [61]. Эти диаграммы
показывают, что с повышением концентрации марганца расши¬
ряется у-область. Температурный интервал превращения при на-
I реве и область одновременного существования а- и у-фаз увеличив
п.потея. Но особенно резкое изменение происходит при охлажде¬
нии. Температура превращения у-> а с увеличением содержания21
хрома снижается тем быстрее, чем больше в сплаве марганца.
В связи с этим, как уже указывалось, сильно возрастает гистерезисмежду А с?, и /1г3, что характеризуется
для сплавов с 5% хрома данными, приве¬
денными в табл. 10.Прибавление марганца в сравнитель¬
но малых количествах 0,6—1,0% даже
в безуглеродистых железохромистых
сплавах сильно затормаживает превра¬
щение у -> а при охлаждении. При нали¬
чии в подобных сплавах 1% углерода
критические точки при охлаждении сни¬
жаются еще сильнее, даже при охлажде¬
нии со сравнительно низких закалочных
температур. Это связано с тем, что при
нагреве для закалки высокоуглеродистой
стали с марганцем карбиды марганца
легко растворяются в аустените и насы¬
щенность твердого раствора марганцем
увеличивается. Так, при нагреве до 830°о—	10 20 30>% стали с содержанием 1% углерода в твер¬
дый раствор переходит до 80% имеюще¬
гося в стали марганца. В связи с этим
Фиг. 7. Разрез диаграммы распад аустенита при охлаждении хромо-
состояния железохромис- углеродистой стали типа ШХ15, содер-ТЫХ СПЛЗВОВ ДЛЯ СОДбрЖЯ-	о « г\ л/ « «ния хрома ОТ 0 до 30%. жащеи 1,0% Мп, сильно замедляется.Критическая скорость закалки заметно
уменьшается, а прокаливаемость увеличивается.Это позволяет закаливать массивные изделия в слабозакали-
вающих жидкостях (масло). При закалке снижается температураТаблица 10Содержание
марганца в %Температура начала
превращения
а -* т (Ася) прк
нагреве в °СТемпература начала
превращения
7 -► а (Лг8) при охлаж¬
дении в °СГнстерезис между
Асг и АгЛ в °С0820800200,68055902151,4785550235начала мартенситного превращения. В закаленной марганцовистой
стали количество остаточного аустенита увеличивается. У м е н ь22°С1Ш12001000800600200Т -L+ocаГ >jfa-r“'/-аа
ни* ние склонности к деформации, которое сопутствует
большему количеству остаточного аустенита, и б о л е е глубокая
и р о к а л и в а е м о с т ь — основные положительные качества мар-
I анцовистой стали.°С°С1400
1200
1000
800
600
U00
200О	Ю 20 30 %	10 20 30 %Хром	Хрома)	6)Фиг. 8. Разрез диаграммы сплавов Fe — Сг — Мп:
а — при 0,6% Мп; б — при 1,4% Мп..Марганец, как и хром, сдвигает эвтектоидную точку S в область
меньших концентраций углерода. Для низколегированных сталей
но уменьшение составляет 0,06—0,07% углерода на каждый про¬
цент марганца.Марганец присутствует во всех сталях как постоянный спутник
и пределах 0,1—0,6%. Он благотворно действует на сталь, связы-
ная серу в прочное химическое соединение MnS и этим умень¬
шает так называемую красноломкость. В количествах
опльших, чем требуется для избежания красноломкости, марганец
»•»обтает стали некоторые специфические особенности. При содер¬
жании марганца до 1 —1,2% прочность стали увеличи-
мается. Это улучшение не сопровождается заметным ухудше¬
нием пластичности.Марганец в углеродистой стали связывается в карбиды в зна¬
чительно меньшей степени, чем хром. Количество марганца, свя-i.niiioro в карбиды, по данным химического анализа, показано
•» Iабл. И. Остальной марганец находится в твердом растворе.23
Таблица 11Марка сталиСостав стали в%Количество марганца в
карбидахССгМпи %в % от общего
содержанияШХ15ШХ15СГ1,021,091,481,530,361,020,180,5050
~ 50Хром, будучи добавлен в малых концентрациях к заэвтектоид-
ной марганцовистой стали, уменьшает склонность такой стали
к росту зерна. Этим он предохраняет низколегированные марган¬
цовистые стали от повышенной чувствительности к перегреву. До¬
бавление к марганцовистой стали 0,8—1,2% Сг позволяет несколько
повысить предельную температуру при нагреве под закалку без
опасности перегрева и трещин.
ГЛАВА IIГОРЯЧАЯ МЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА1.	ВЫБОР ОПТИМАЛЬНОГО ТЕПЛОВОГО РЕЖИМАНагрев заготовок должен обеспечить выполнение двух основ¬
ных требований: а) снизить до минимума, сопротивление деформа¬
ции при горячей механической обработке; б) создать предпосылки
для получения необходимой структуры.При охлаждении после деформации должна быть получена оп¬
тимальная исходная структура, причем должно быть предотвра¬
щено образование термических дефектов (трещины и др.)-Методы нагреваНагрев заготовок может быть осуществлен следующими мето¬
дами: в пламенных печах жидким топливом (мазут и др.); в пла¬
менных печах природным газом или его производными; беспламен¬
ным нагревом природным газом или его производными; в электри¬
ческих индукционных нагревателях1.Метод нагрева предопределяет окалинообразование и обезугле¬
роживание.Потери металла от окалинообразования и обезуглероживания
при различных методах нагрева характеризуются данными, приве¬
денными в табл. 12.Таблица 12Метод нагреваОкисленне
В %Обезугле¬
роживание
(глубина
слоя в мм)Нефтяной (мазутный) в камерных печах	Газовый в камерных печах	Индукционный периодический	Индукционный непрерывный	2.3—3,0	•1.4-1,6
0,4—0,6
0,2—0,250,4
0,2—0,3
0,10,0051 Оборудование, применяемое при различных методах нагрева заготовок для
I прямей деформации, а равно и методы горячей деформации в настоящей книге-
11'' описываются. Для ознакомления с этими вопросами следует обращаться к
I читальной литературе.25
Скорость нагреваТеплопроводность хромоуглеродистон стали несколько ниже,
чем углеродистой, и значительно ниже теплопроводности железа
(табл. 13) [7].Таблица 13Состав сталиТеплопроводность в кал/см.сек °Спри 100°при 600°при 900°Железо	0,1310,0920,081Углеродистая сталь с 1% С	0,1000,0870,077Хромоуглеродистая сталь с 1 % С и0,5 % Сг	0,0980,0860,076То же с 1,2 % Сг	0,0960,0840,075То же с 2,0 % Сг	0,0950,0820,075Из табл. 13 видно, что 1% углерода снижает теплопроводность
стали на—20%. Добавление 1,5—2,0% хрома снижает теплопро¬
водность стали еще на 5—7%- Увеличение времени нагрева для хро¬
мистой стали идет за счет начальной стадии нагрева (до 700—
800°). При высоких температурах (>800°) различие в нагреве для
хромистой и углеродистой стали отсутствует.Теплоемкость сталей ШХ9—ШХ15 составляет при 20°0.120 кал/г° С, при 500° 0,148 кал/г°С и при 1000° 0,175 кал',г° С.Для практических целей важно знать скорость, с которой мож¬
но нагревать заготовки хромоуглероднстой стали, учитывая ее по¬
ниженную теплопроводность. Наблюдения показывают, что пруток
стали X (ШХ15) диаметром 100—120 мм, уложенный в нефтяную
печь, нагретую до 1200°, прогревается в течение 25—30 мин до
сердцевины. При этом, несмотря на сравнительно большую ско¬
рость нагрева, никаких дефектов не обнаруживается.При индукционном нагреве с низкой или средней частотой,
когда генерирование тепла идет внутри металла, образование тре¬
щин не наблюдается даже при самых больших скоростях нагрева.
Исключения могут составить те случаи, когда до нагрева заготовка
имеет пороки (усадочная раковина, неметаллические включения
и др.).При ковке на молотах гакже оказываются допустимыми самые
большие из практически возможных скоростей нагрева. Эти наи¬
большие скорости получаются, когда заготовку закладывают
в печь, уже нагретую до максимальной температуры. По наблюде¬
ниям завода «Электросталь», посадка в нагревательную печь, на¬
гретую до 1150°, слитков стали X (ШХ15) весом 400—600 кг не вы¬
зывала никаких дефектов. Значит, сталь X (ШХ15) и другие хро¬
мистые стали подобного состава могут нагреваться с предельно
возможной скоростью, которая может быть получена в предвари¬
тельной нагретой печи или при индуктировании тепла токами вы¬
сокой частоты.26
Исключение составляет случай, когда этот быстрый нагрев со¬
провождается резким местным перегревом. Это может произойти,
гели заготовка занимает такое место в печи, которое находится
в сфере непосредственного воздействия пламени. Сильный местный
перегрев с большим градиентом температуры по сечению может
вызвать растрескивание заготовки при нагреве или в процессе де¬
формации.Перед ковкой (штамповкой) температура заготовки должна
быть выравнена по всему сечению.Нагрев должен быть по возможности одинаковым для каждого
прутка, заготовки и для всей партии. Загрузка заготовок в печь
навалом не рекомендуется.Температура нагреваТемпература нагрева при ковке может быть установлена, когда
известны: 1) механические свойства стали при высоких температу¬
рах, от чего зависит деформируемость стали; 2) услозия деформи¬
рования, которые определяют внешнее сопротивление деформации;
последнее зависит от вида горячей механической обработки (сво¬
бодная ковка, штамповка и др.); 3) влияние температуры дефор¬
мации на качество готового изделия (прочность, структура).Температура нагрева заготовок, как уже указывалось, должна
быть такова, чтобы обеспечить необходимую пластичность обраба¬
тываемого металла и создать оптимальное структурное состояние
в поковке.а)	Влияние температуры нагрева на механические свойстваИзучению механических свойств хромоуглеродистой стали при
высоких температурах посвящен ряд работ.В работе [9] исследовалась сталь состава 0,99% С, 1,54% Сг
п 0,35% Мп.В результате испытания цилиндрических образцов (длиной
/ — 100 мм, диаметром d = 10 мм) при скорости деформирования0.5 мм/сек получены следующие данные. Предел прочности при
растяжении при 850° равен 9,5 кГ/мм2, а при 1100° 3 кГ/мм2^ Твер¬
дость по Бринелю, являющаяся хорошей характеристикой сопро-
швляемости стали деформированию, сильно падает с ростом тем¬
пературы. При нормальной температуре ИВ 192, при 750° НВ 60,
111)11 850° ИВ 50, при 1100° НВ 11,5.Следует отметить, что твердость аустенита хромистой стали
несколько выше твердости аустенита углеродистой стали, в связи
е чем хромистая сталь труднее поддается деформации при ковке.Предел упругости стали в аустенитном состоянии снижается до
столь малой величины, что его зафиксировать не удается, т. е. прак-
шчески сразу после приложения нагрузки металл подвергается
пластической деформации.Удлинение возрастает до 40% при 850° и до 50% при 1100°.
Поперечное сжатие при этом достигает почти 100%.27
На фиг. 9 показано изменение механических свойств стали
с 95% С и 1,5% Сг в широком диапазоне температур [10]. Испыта¬
ние производилось после нагрева до 1150° и охлаждения до темпе¬
ратуры опыта. Кривые показывают, что с повышением темпера¬
туры предел прочности резко понижается, а удлинение и сжатие
поперечного сечения повышаются. При этом в критическом интер¬
вале имеет место скачкообразное изменение этих свойств с неко¬
торым перегибом кривых, отвечающих началу и концу перлитного
превращения.При температуре выше 1150° отмечается резкое уменьшениепластичности. В табл. 14 приведены
значения механических свойств,
в этой зоне нагрева, по данным
М. Врацкого и И. Францевича [10],
цля хромистой стали с 0,95% С и
1,5.%' Сг. В изломе образцов с пони¬
женной вязкостью отмечено очень
крупное зерно. Как будет показано
далее, такое поведение стали связа¬
но с началом интенсивного роста зе¬
рен и ослаблением межзеренных
связей.Второй зоной, в которой наблю¬
дается падение пластичности, явля¬
ется интервал критических темпе¬
ратур.По данным тех же авторов, при
охлаждении стали указанного выше
состава до 696° в момент достиже¬
ния этой температуры механические
свойства стали характеризуются
следующими показателями: а„ =
= 18,9 кГ/мм2; б = 58%; ^ = 79,7%*
После 15-минутной выдержки при этой же температуре, когда про¬
изошло перлитное превращение, прочность повысилась, пластич¬
ность понизилась и свойства стали характеризуются следующими
показателями: ов = 35,6 кГ/мм2\ 6 = 17,7,%; = 64,6%.Таблица 14Температура
испытания в °СПредел прочности
при растяжении
в кГ/мм2Удлинение 8 в %Сжатие попереч¬
ного сечения ф в %8809,583999806,2829910804,281,6~ 10012002,668,0-100Температура опытаФиг. 9. Механические свойства
стали ШХ15 (0,95% С, 1,5%
Сг) после нагрева до 1150° и ох¬
лаждения до температуры опы¬
та.28
Характеристикой деформируемости стали, или, вернее, сопро¬
тивляемости ее деформированию, более близкой к действительным
условиям, является испытание на сжатие.Сопротивление сжатию цилиндрических образцов высотой
20 мм и диаметром 10 мм из стали ШХ15 при 700° (перлитная
структура) и в интервале температур 800—1200° (аустенитная
структура) характеризуется кривыми, приведенными на фиг. 10 [64].
Эти данные относятся только к скорости деформирования (сжа¬
тия), равной 1,0 мм/сек. Величина удельного давления изменяется
с ростом скорости деформирования. Степень этого изменения сле¬
дует учитывать при практическом
использовании этих кривых.На фиг. 11 приведены зависи- 5
мости удельных давлений от от¬
носительного обжатиястали ^ 4Iи шш7жО6 8 10
05жатие12 ммИІХ15 при 1000° для разных ско- «
ростей деформирования. Эти кри- § 3
ные характеризуют изменение
сопротивления деформированию
с возрастанием скорости дефор¬
мировании. Величина уделы-юго
давления при всех и особенно при
высоких скоростях деформиро¬
вания быстро возрастает с ростом
обжатия до 15—20%, после чего Фиг. 10. Зависимость сопротивления
кривые становятся более пологими, сжатию стали ШХ15 от температуры11а фиг. 12 приведена зависи-	(скорость сжатия 1 мм/сек):Т	ир	А	_ 7	и _ 8	_ 9	_ 10МОСТЬ между ИСТИННЫМ удельным	V—1100*; VI- 1200°.давлением (т. е. удельным дав¬
лением с поправкой на потери трения между металлом и бойками
пресса) для стали ШХ15 и скоростью деформирования во всем
диапазоне температур до 1,200° [64].Влияние повторного нагрева. Технологический про¬
цесс ковки и в особенности штамповки на ковочных машинах часто
исключает возможность одинакового нагрева заготовок.В частности, при штамповке колец подшипников на ковочных
машинах из прутка, нагретого до предельной температуры, выса¬
живается несколько колец. Первое кольцо высаживается при тем¬
пературе максимального нагрева, остальные кольца высаживаются
при более низких температурах. После достижения низшего пре-
/іела температуры ковки пруток еще горячим закладывается в печь
н снова нагревается до максимальной температуры. При этом
наїреваетея конец прутка, который был ранее нагрет и остыл, а
некоторая часть прутка нагревается впервые, следовательно, пер¬
вые кольца этой партии отковываются при вторичном нагреве,
некоторые—при вторичном нагреве с последующим охлаждением
н последние — при первичном нагреве также с некоторым охлаж¬
дением. Таким образом, тепловой режим ковки изделий на ковоч¬29
ных машинах складывается из дву-трехкратного нагрева и охлаж¬
дения с различным чередованием между ними и высадкой.То же самое происходит и с ковкой на молотах, где двукрат¬
ный нагрев нередкое явление.В связи с этим представляет интерес влияние повторных нагре¬
вов на механические свойства заэвтектоидной хромистой стали.По данным М. Зильбермана и Я. Охрименко [9], Врацкого и
Францевича [10], повторные нагревы и перегревы во всех случаях
вызывают уменьшение предела прочности при растяжении. ЕслиОтносительное оИжатиеФиг. 11. Зависимость удельного
давления от относительного об¬
жатия стали ШХ15 при 1000°
и скоростях деформирования:1 — 2000 мм/сек; II — 1.0 мм/сек;
III — 0,1 мм!сек; IV — 0,01 мм/сек.0,01 0,1 1 10 Ю0 мм/сен
Спорость деформированиеФиг. 12. Зависимость истин¬
ного удельного давления от
скорости деформирования
стали ШХ15 при 20%-ном
обжатии:/ — при 20е; II — при 700е;
III — при 800»; IV — при 900*;V — при 1000°; VI — при 1100°;
VII— при 1200° С.после первого нагрева охлаждение не достигло точки Аг\, сниже¬
ние предела прочности будет тем больше, чем выше температура
первого нагрева.Характеристики пластичности — относительные удлинение и
сжатие поперечного сечения, как правило, увеличиваются от про¬
межуточных напревов. Это увеличение во всех случаях тем больше,
чем выше температура предварительного нагреваТаким образом, влияние предварительных высоких нагрзвоз
на свойства деформируемой стали сводится к небольшому увели¬
чению пластичности и уменьшению сопротивляемости деформиро¬
ванию. Изменение свойств вызывается структурными изменениями.
Первичный перегрев сопровождается интенсивным растворением-
остатков карбидов и дисперсных неметаллических частиц. Это сни-1	В пределах температуры появления перегрева, т. е. 1150—1180°.30
жлет критическую температуру роста зерна и является причиной'
его интенсивного роста. Растворение карбидов и увеличение раз¬
меров зерна уменьшает прочность и в известных пределах увели¬
чивает пластичность стали, т. е. ее способность деформироваться.Увеличение времени выдержки также способствует увеличе¬
нию пластичности и уменьшению сопротивляемости деформиро¬
ванию.6)	Влияние температуры нагрева на структуру и прочность
( гили после деформации1.	Начальная температура нагрева. При нагреве-
пали ШХ15 (X) до 880—900° основная масса заэвтектоидных кар¬
бидов растворяется. Это вызывает ускорение роста зерна. Однако
наиболее интенсивный рост зерен происходит при достижении тем¬
пературы 1100—1150°, которая является границей растворения
еубмикроскопических частиц, тормозящих и ограничивающих
рост зерна.По мере роста температуры падение прочности металла по
границам зерен происходит быстрее, ‘чем самого зерна. При не¬
которой температуре прочность по границам становится меньше
прочности зерна. Этому же способствует общее уменьшение по¬
верхности границ выросших зерен. Такое состояние нагретой ста¬
ли, когда прочность по границам зерен при обычной скорости на-
I ружения становится меньше прочности самих зерен, обычно на¬
чинается перегревом. Если перегретый металл подвергнуть
\дарам, он будет разрушаться по границам зерен (интергрануляр*
iii.iii излом). Для хромоуглеродистых сталей типа ШХ15 (X) эта:
опасная граница лежит около 1150—1180° [10].Границы зерен, образовавшиеся при столь высоком нагреве,
оказываются очень устойчивыми и сохраняются даже при пере¬
кристаллизации в последующей термической обработке. Если по¬
следняя сопровождается медленным охлаждением, выпадающие
карбиды вновь будут окаймлять границу старого зерна.Высокий нагрев (выше 1150°) в условиях окислительного пла¬
мени вызывает пережог металла, т. е. образование окислов по гра¬
ницам зерен, распространяющихся в глубь поковки. Пережог —
неисправимый брак. Если атмосфера нагрева позволяет избежать
окисления, то окончательная порча металла наступит после дости¬
жения температуры плавления. Температура начала плавления•	Iалп с 1% углерода и 1,6% хрома равна 1225—1240°.Максимальная температура нагрева под ковку, следовательно,
тлжпа ограничиваться температурой, лежащей несколько ниже-
плчала появления перегрева, т. е. 1100—1120°.Верхним пределом температур нагрева для ковки и штамповки
t шлеи ILIX15, ШХ6, X, 9ХС, XÖ9 и др. нужно считать 1100—1120°
н 1.1я сталей ХГ, ХВГ, ШХ15СГ, ХГС, Х12М, Х12Ф, 1080—1100°.I е.миологические инструкции должны предусматривать нагрев до31
бпГ/мм2%138несколько более низкой температуры (на 30—50°) особенно в
-случае малоквалифицированного персонала.Практически столь высокие температуры можно применять
лишь при длительных операциях ковки сложных изделий или при
Индукционном нагреве, когда вследствие кратковременности на¬
грева зерно не успевает вырасти и явление перегрева наблюдается
только при еще -более высоких температурах. В остальных случа¬
ях, когда продолжительность
ковки (штамповки) ограниче¬
на, температура нагрева под
ковку должна быть ниже, так
как она определяет температу¬
ру окончания деформации.Штамповка на ковочных
машинах производится в ин¬
тервале температур 1050—
850°.2.	Т е м п е р а т у р а окон¬
чания ковки (штампов-975 950 925900 875 850 825 800 775 750°С
Температура окончания деформацииФиг. 13. Влияние температуры деформа¬
ции на прочность закаленной стали.^5•*V ' ‘S?.. .......к и). Для установления оптимальной температуры окончания ковки
стали типа ШХ15 рассмотрим влияние температуры окончания
ковки на прочность и микроструктуру готовых изделий.Кольца (наружный диаметр й нар == 135 мм, высота /г = 32 мм), изготов¬
ленные из стали ШХ15, были подвергну¬
ты деформации с различной конечной тем¬
пературой. Последующее остывание про¬
изводилось на воздухе с одинаковой для
всех колец скоростью, равной 90—100°/лшн. После этого все кольца были
отожжены и затем закалены при одном
и том же тепловом режиме. Испытание
на прочность разрушением между двумя
плоскими опорами показало следующие
результаты: прочность колец непрерывно
возрастает по мере понижения темпера¬
туры окончания деформации вплоть до
800°, после чего начинает интенсивно па¬
дать (фиг. 13).Исследование микроструктуры показало,Фиг. 14. Строчечная струк¬
тура стали Ш X15. Темпера-
тура окончания деформации
740°.что величина зерна
уменьшается с №2—3 (по стандартной шкале) при окончании де¬
формации при температуре 950° до №8 при окончании деформации
при температуре 800°. Ниже 800° (при данной скорости охлажде¬
ния) начинается выпадение карбидов, тем более значительное, чем
ниже температура и больше продолжительность деформации. Кар¬
биды, выпавшие по границам зерен до или во время деформации,
вытягиваются вместе с деформируемым зерном вдоль направления
деформации, образуя строчечную структуру (фиг. )4). Такая32
<	Фукгура сопровождается резким уменьшением прочности как
после ковки, так и после термической обработки.Минимальная- допустимая температура окончания ковки
(штамповки) равна 800°, так как она обеспечивает после ковки
и.'шболее мелкое зерно и, следовательно, наибольшую прочность
м)1 оного изделия. Поскольку вслед за этим начинается интенсив-
пт* выпадение карбидов, эта температура (800°) является пре¬
дельной. Особенно опасно понижение температуры ковки до тем¬
пературы аллотропического превращения Лгь которая для стали
мша ШХ15 находится при 700—710°. Как отмечено было выше, в
момент аллотропического превращения при перестройке кристал¬
лической решетки пластические свойства стали резко падают. Об¬
разующаяся из аустенита перлитная структура более твгрда,
Фудно деформируема, вследствие чего появляется опасность рас-
I рескивания или разрушения поковки.Таким образом, оптимальной температурой окончания ковки
стали типа ШХ15 является температура 800—830°. Однако вслед-
е I вие высокой твердости аустенита. высокоуглеродистой хромистой
егали ковка при такой температуре является возможной лишь на
молотах свободной ковки. При штамповке по ряду производ¬
ственных соображений (стойкость штампов, производительность и
др.) приходится заканчивать деформацию при более высокой тем¬
пературе.Чтобы выяснить, какие температуры могут быть допущены,
рассмотрим несколько подробнее, как влияет температура окон¬
чания штамповки на структуру поковок. Следует иметь в виду, что
на структуру поковок, кроме температуры ковки, очень сильно
илпяет скорость охлаждения. Поэтому наблюдение за структурой
следует вести с учетом влияния скорости охлаждения.Самую большую скорость охлаждения имеют мелкие поковки
(сечение стенки 2—3 см2), остывающие раздельно на воздухе. Те
же поковки, уложенные в штабель или кучу, остывают значитель¬
но медленнее.На фиг. 15 приведены кривые скоростей охлаждения колец
{йыар= 192 мм, с1вн= 143 мм, Н = 66 мм) из стали ШХ15, отко*
ванных на ковочной машине. Кривая / относится к. кольцам,
охлаждающимся индивидуально на воздухе, кривая II— к коль¬
цам, охлаждающимся вместе со штабелем откованных на этой ма¬
шине неостывших колец. Из кривых видно, что скорости охлажде¬
ния в условиях нормального производственного процесса колеб¬
лются в очень широких пределах.Для самых крупных поковок, применяемых в шарикоподшипни¬
ковом и'инструментальном производстве (толщина 150—200 мм),
при остывании на спокойном воздухе скорость остывания равна
примерно 4—5°/мин.Рассмотрим структуры (фиг. 16—21), получающиеся в различ¬
ных интервалах температур окончания ковки, 920—950, 1020—
1050 и 1120—1150°, при скоростях охлаждения, равных 75, 15 и3 2597	33
4—5°/мин. Эти скорости соответствуют средним скоростям охлаж¬
дения мелких поковок индивидуально на воздухе (75°/мин) и в
штабеле (15°/мин) и крупных поковок (4—5°/мин).На фиг. 16, а и б показаны микроструктуры поковок, ковка ко¬
торых закончена при
1020—1050°. В обоих слу¬
чаях зерно крупное. В
первом случае (скорость
остывания 75°/мин) гра¬
ница зерен слабо заметна,
а во втором (скорость ос¬
тывания \Ь°/мин) по гра¬
нице видна значительная
сетка карбидов. Пластин-/ 5 ю 15 20 25 30 35 иОмин. ки перлита во втором слу¬
чае заметно крупнее, чем
Фиг. 15. Скорость охлаждения поковок ко- в перВОМ ]-[а фиг 17	20лец индивидуально на воздухе (кривая /)	Д ' микппптпукту-и в штабеле неостывших колец (кривая //). показаны ^икроструК1уры поковок, откованных
при указанных температурах и охлажденных с теми же скоростями.
Травлением пикратом натрия здесь выявлены только границы зерен
и избыточные карбиды. На фиг. 17 и 18 (температура окончанияо)	б)Фиг. 16. Микроструктуры Заготовок с окончанием ковки при
температуре 1020 — 1050°:а — скорость охлаждения 75°/Мин; б — скорость охлаждения 15°/минX 500.ковки при 1120—1150° и охлаждение со скоростью 75 и 15°/мин)
можно обнаружить очень крупное зерно с тонкой карбидной сеткой
в первом случае и с массивной сеткой во втором, а на фиг. 19
и 20 (температура окончания ковки 1020—1050° и охлаждение с те¬
ми же двумя предельными скоростями) — несколько более мелкое
зерно и тонкие границы зерен без карбидов в случае остывания
со скоростью 7Ъ°/мин и толстую карбидную сетку при остывании
со скоростью 15 /мин. При окончании ковки при 920—950° зерно
34
получается еще мельче. Если поковка охлаждается со скоростью
11)п/мин, карбидная сетка также еще имеет место. При уменьшении
« мфости охлаждения до 4—5°/мин карбидная сетка становится
плчительно грубее (фиг. 21). При быстром остывании (75°/мин)\ лрбидная сетка, как и в предыдущем случае, совершенно отсутст-Фиг. 17. Микроструктура
заготовки с окончанием ков¬
ки при температуре 1120—
1150°; скорость охлаждения
75°Iмин\ травление пикратом
натрия, х 500.Фиг. 18. Микроструктура за¬
готовки с окончанием ковки
при температуре 1120 —
1150°; скорость охлаждения
\Ъ°!мин\ травление пикратом
натрия. х500.Таким образом, при температуре окончания ковки заэвтекто-
innoii хромоуглеродистой стали, равной 1120—1150°, карбидная■	■ и л выделяется при всех скоростях охлаждения, при температу-
I" окончания ковки 920—950 и 1020—1050° — лишь при замед-
| ином охлаждении. При быстром охлаждении (75°/мин) от этих0	шсратур сетка не образуется.Только при окончании ковки при 850—860° и ниже, когда зерно<	' нювится очень мелким, заметная 1 сетка не образуется при любой■	1"рости остывания.Исходя из приведенных результатов микроанализа можно
прийти к выводу, что температура 850—860° наиболее приемлема
| м окончания штамповки заэвтектоидной стали. Наряду с еще
м.иокои пластичностью окончание штамповки при этой темпера-1	|• • позволяет получить мелкое зерно без заметной карбидной■	' I км при всех скоростях остывания. Лишь там, где возможно ус-' Мели при медленном охлаждении с этих температур и образуется сетка, то
и.| . голь тонка, что легко устраняется при последующем отжиге.35
Фиг. 19. Микроструктура
заготовки с окончанием ков¬
ки при температуре 1020 —
1050°; скорость охлаждения
7Ь°/мин', травление пикратом
натрия.X500.Фиг. 20. Микроструктура за¬
готовки с окончанием ковки
при температуре 1020—1050°;скорость охлаждения
15°/мин\ травление пикратом
натрия. х500.Фиг. 21. Микроструктура
заготопки с окончанием ков¬
ки при температуре 920 —
95)°; скорость охлаждения
4°/м1Н\ 'давление пикратом
натрия. х500.
иI»репное остывание (>50°/мин), этот предел может быть ОТОДВИ¬
НУ! до температуры 950°, которая и является верхней предельно
тпустимой температурой окончания штамповки.Оптимальной температурой окончания свободной ковки следу-
г 1 считать:Сталь	Температура в °СШХ15, ШХ9, Х,9Х, Х09 		800—830Х05, ХГ, ХВГ, ШХ15СГ, ХГС . .	830-8609ХС		840—870Х12, Х12М, Х12Ф		860-880При ковке в штампах эти температуры являются недостижи-
ti.iMH из-за трудности заполнения полостей и быстрого износа
пилмпа. Чтобы обеспечить
III I .ТМПОВКу И избежать чрез¬
мерного износа штампов,
производственники старают-•	I применять очень высо-
ь111i нагрев заготовок. Этого
н \ к но избегать, если даже
|'.к ходы на штампы несколь¬
ко унеличатся. Как мы ука-II*11»ПЛИ, наиболее целесооб' о 10 20 30 й0 50 60 70 80 90 100 110мм
I'i шой температурой окон-	Диаметр прутка■мпПЯ штамповки для стали Фиг. 22. Время, потребное для нагрева
III \ 15 И ей подобных явля- стали ШХ15 в пламенных щелевых пе-
п(-и 850—660°, И для стали чах’ в зависимости от диаметра прутка.XI	ХВГ, 9ХГС, ХГС 880—900°. При этом обеспечивается качест-
иная структура штамповки независимо от скорости охлаждения,i	шература начала штамповки должна быть подобрана исходя
и 1смпа, производительности ковки или шта'мпов'ки, с тем чтобы
	ературы окончания деформирования совпадали с вышеуказан¬
ными.На фиг. 22 показано время, потребное для нагрева стали ШХ15
п именных щелевых печах.Охлаждение поковокГели исключить случаи перегрева и пережога, а также случаи
>"|'.1,п ниже 800°, то структура поковок заэвтектоидной стали за-
м к основном от скорости охлаждения после ковки. В процес-
охдаждения формируются основные элементы структуры—ве-
Цічипа карбидной сетки, величина зерна перлита и величина пла-			 цементита в перлите. Так как структура поковок являетсяи« 11 і ной для всех последующих операций тепловой обработки1-і /к и га, закалки), результат этих операций в значительной мере
- і и ПС пт от скорости охлаждения поковок»37
Минимальными скоростями охлаждения для поковок являют-;
ся такие, которые не сопровождаются образованием карбидной !
сетки. Для температур окончания ковки 900—950° скорость долж¬
на быть не менее 45—50%*шя; для температур окончания ковки
800—850° эта скорость практически безразлична.Остается выяснить, какая может быть допущена максимальная
скорость охлаждения.При охлаждении на воздухе тонких поковок из подшипниковой
стали с высоких температур в местах ликвации углерода и при¬
месей образуются мартенситные
участки. Так как образованию
мартенситиых участков сопутст¬
вуют большие местные напряже¬
ния, следует считать такую ско-1
рость охлаждения недопустимой.
Поэтому максимальной скоростью
охлаждения поковок следует счи-'
чать такую, которая (даже при
наличии некоторой неоднородно¬
сти в стали) не сопровождается
образованием мартенситиых уча-,
стков. Для стали ШХ15 (X) эта
предельная скорость будет
<250%ии«.Следует также отметить особую вредность встречающихся в
производственной практике случаев попадания воды на горячие
поковки. Резкое местное охлаждение вызывает растрескивание
поковок. Этот вид брака, именуемый в производстве замочкой,
встречается при штамповке на ковочных машинах, если в приям¬
ках скапливается вода, которой охлаждается инструмент.На фиг. 23 схематически показана наиболее целесообразная
скорость охлаждения хромистой стали после горячей механиче¬
ской обработки.Чтобы избежать выпадения карбидной сетки у первых колец,
откованных при более высокой температуре, охлаждение надо вес¬
ти не допуская скопления поковок в штабелях или кучах.Целесообразно охлаждать поковки равномерным принудитель¬
ным дутьем. Массивные поковки следует охлаждать тонкораопы«
ленной водо-воздушной смесью.2.	ВЫБОР ОПТИМАЛЬНОЙ МАКРОСТРУКТУРЫНаряду с м'икростроением стали, определяемым характером и
степенью дисперсности отдельных элементов структуры, большое
значение для прочности деталей машин и инструментов имеет
макроструктура стали. Для качественных сталей наиболее важ¬
ными являются две составляющие макроструктуры: во-первых,
плотность стали, насыщенность ее порами, газовыми пузырями,38Фиг. 23. Скорость остывания по¬
ковок.
макровключениями и т. д.; во-вторых, направление волокон, т. е.
то направление, которое принимают под'влиянием горячего дефор¬
мирования кристаллиты и различные включения химически и фи¬
зически неоднородной стали. Обе эти составляющие определяют¬
ся металлургическим качеством исходного слитка и характером
последующей обработки давлением. При этом, если для получе¬
ния необходимой плотности и однородности металла главную роль
играет качество слитка, то направление волокон почти полностью
определяется характером деформирования.В подшипниках качения, где металл выдерживает огромные
контактные напряжения, значение обеих составляющих очень су¬
щественно и до последнего времени недооценивалось. Как ужеФиг. 24. Макроструктура поперечного разреза кольца подшип¬
ника:а — из рыхлого металла; 6 — из плотного металла.указывалось, поры, раковины и другие дефекты весьма твердой1,1	каленной стали являются сильнейшими концентраторами на¬
пряжений и .резко ослабляют прочность стали. Ниже будет пока¬
зано, что направление волокон также оказывает большое влияние
на контактную выносливость.Имеется некоторая возможность исправления недостаточно
плотного металла в процессе горячей обработки давлением. По¬
скольку этот вопрос выходит за рамки настоящей книги, ниже
лишь очень кратко описываются пути такого исправления.Па фиг. 24, а приведена макроструктура поперечного сечения
наружного кольца цилиндрического подшипника, проработавшего
|ол1,ко 10% расчетной долговечности. Наименее плотные, сердце-
иинные слои совпали с наиболее нагруженной поверхостью каче¬
ния подшипника, вследствие чего его работоспособность резко
снизилась.Исходя из этого, правильный технологический процесс обработ¬
ки давлением прежде всего должен исключить возможность попа-
лання на самые нагруженные участки наименее плотных сердце-
1Н1ННЫХ слоев, даже если ДЛЯ ЭТОГО понадобится усложнение про¬
несен в целях перераспределения наружных и внутренних слоев
личалла. При этом долговечность изделия повышается столь зна¬39
чительно, что некоторые дополнительные затраты, ' связанные с
усложнением технологии, легко окупаются.На фиг. 24, б приведена макроструктура такого же кольца, как
показанное на фиг. 24, а, но изготовленного из плотного металла.
Далее, в главе VI, будут подробно рассмотрены преимущества
такого процесса изготовления. Они столь значительны, что обязы¬
вают во всех случаях стремиться к тому, чтобы на рабочих поверх¬
ностях изделий использовались наиболее плотные наружные слои
металла.Если по каким-либо причинам невозможно расположить наи¬
более плотные наружные слои металла на тяжелонагруженных ра¬
бочих поверхностях изделия, необходимо принять меры для умень¬
шения вредных последствий недостаточной плотности металла. 1Первый и наименее экономичный путь — удаление рыхлой
сердцевины в процессе прошивки отверстия или другим способом.
Удаляемая зона должна охватывать всю самую рыхлую часть и, с
другой стороны, быть минимальной, чтобы рациональнее исполь¬
зовать металл.Более правильно прибегнуть к устранению неплотности путем
сильного обжатия изделия при его обработке давлением.При неплотном исходном металле его прочность почти непре¬
рывно повышается по мере увеличения степени обжатия. Поэтому
технологический процесс должен предусматривать для изделий
всех размеров достаточно высокую степень обжатия. Сам метод
деформирования должен обеспечивать наибольшее уплотнение
стали, так как при одной и той же суммарной степени обжатия
уплотнение может быть различным. У колец наибольшее уплотне¬
ние металла достигается путем прокатки на мощных раскаточных
машинах, позволяющих создать большое обжатие за один оборот
кольца. Меньшее уплотнение и на меньшей глубине получается
при раскатке колец на маломощных машинах, когда то же сум¬
марное обжатие достигается в результате большого количества
малых обжатий. Еще меньшее уплотнение, а в некоторых случаях
даже разрыхление металла получается при раскатке колец на под¬
кладном стержне («скалке») под молотом.При рассмотрении вопроса об оптимальном расположении во¬
локон в кольцах подшипников следует различать два сочетания
направления волокон с действующими силами. Во-первых, сочета¬
ние, которое характеризуется углом между направлением волокон
и контактной площадкой. Во-вторых, сочетание, которое характе¬
ризуется расположением волокон относительно направления дви¬
жения тел качения.На фиг. 25, а показано различное угловое расположение воло¬
кон в кольце относительно контактной площадки. На фиг. 25, б
и в показано одинаковое расположение (по углу выхода) волокон
относительно контактной площадки, но различное по отношению к
направлению движения тел качения. Будем именовать эти три
возможных случая следующим образом: 1) выход волокон под уг-
40
лом (к контактной площадке); в частном случае, когда этот угол
составляет 90° будем говорить о поперечном расположении воло¬
кон (фиг. 25, а); 2) продольное расположение волокон (фиг. 25, б)
и 3) расположение волокон вдоль периметра кольца (фиг..
25, в).Испытание специальных шариковых подшипников (диаметр от-
иерстия 50 мм) показало, что долговечность колец подшипников
с волокном, выходящим под углом к контактной площадке (фиг.Фиг. 25. Схема различного расположения волоконметалла в кольцах подшипников:а — выход волокон под различными углами к контактной
площадке; б—продольное расположение волокон; в —
волокна, расположенные вдоль периметра кольца.1!Г). а), составляет в среднем 50—60% от долговечности колец под¬
шипников с продольным волокном (фиг. 25,6). При этом оказа-
инъ, что наименьшей долговечностью обладают кольца, у кото¬
рых волокно выходит под углом 45° к контактной площадке. В
ном случае долговечность колец резко понижена и составляет
лишь—20% от долговечности колец-с продольным волокном.(Следовательно, наименее прочными являются те кольца, у кото¬
рых направление волокон совпадает с направлением максималь¬
ных касательных напряжений. Иначе говоря, кольца обладают
минимальной контактной прочностью тогда, когда максимальные
касательные напряжения совпадают со слоями, наиболее ослаб¬
ленными дефектами металла и расположенными вдоль волокон.На фиг. 26 показана иллюстрирующая это положение зависи¬
мость долговечности колец подшипников (210-Б) от угла между
направлением волокон (угла наклона) и контактной площадкой.Продольное направление волокон и направление волокон вдоль
периметра колец обеспечивают примерно одинаковую долговгч-
пость подшипников, поскольку углы между направлением волокон
и контактной площадкой одинаковы. Разница в долговечности а
»кии. случае определяется в большей степени плотностью рабочих
слоев колец подшипника. Ввиду того что волокно, направленное
и ні по по периметру кольца (фиг. 25, в), з процессе горячей обра-
Гннкп давлением получить не удается, приходится ограничиваться
ґіліпким к нему расположением волокон, приведенным на фиг. 27.41
Такое расположение волокон на рабочих поверхностях, как пока¬
зали наблюдения, является Еполне работоспособным и может быть
получено при раскатке на мощных раскаточных машинах, созда¬
ющих большую степень обжатия за один оборот.Направление волокон, показанное на фиг. 25, б, получается
при изготовлении колец из труб и при хорошем качестве металла
обеспечивает высокую работоспособность подшипников.На фиг. 28, а, 29, б и 30, а приведены макроструктуры наименее
работоспособных колец роликовых подшипников, у которых во- |локна расположены под углом
к контактной площадке.Большинство этих макрострук¬
тур получено при ковке заготовок
на ковочных машинах (фиг. 29,6
и 30, а). Эти макроструктуры мо¬
гут быть улучшены путем измене¬
ния технологии ковки, хотя в ряде
случаев их не удается довести до
оптимальных. На фиг. 28,6 пока- I
зана макроструктура поперечного
сечения наружного кольца сфери¬
ческого подшипника, в которой
расположение волокон улучшено
по сравнению с макрострукту¬
рой, приведенной на фиг. 28, а
путем: а) уменьшения степени из¬
гиба волокон в заготовке при
осадке; б) подбора пуансона для
прошивки отверстия, исключаю¬
щего смятие и изгиб волокон ив)	раскатки на мощной раскаточ-
ной машине с большой степенью
обжатия.Макроструктура, приведенная на фиг. 29, а, получена путем
вытачивания кольца из трубы, что гораздо предпочтительнее, чем
ковка кольца на ковочной машине (фиг. 29, б). Макроструктура
поперечного сечения внутреннего кольца сферического подшипни¬
ка (фиг. 30, а), может быть улучшена, если вместо штамповки на
ковочной машине заготовка будет получена изготовлением ее на
прессе или под молотом с последующей профильной раскаткой
(фиг. 30, б).При изготовлении на ковочных машинах заготовок колец ша¬
риковых подшипников расположение волокон также, как прави¬
ло, получается неудовлетворительным. Однако в этом случае оно
может быть исправлено при том же технологическом процессе пу¬
тем некоторого изменения процесса набора металла в штампе.На фиг. 31 показана макроструктура наружного кольца шари¬
кового подшипника. В первом случае (фиг. 31, а) волокна выхо-к контактной площадкеФиг. 26. Зависимость долговечно¬
сти подшипников от угла наклона
волокон к контактной площадке.42
IФиг. 27. Расположение волокон на беговой дорожке наружного коль¬
ца сферического подшипника.6)Фиг. 28. Макроструктура наружного кольца сферического подшипника:а — выход волокон под прямым углом к площадке контакта; б — выход волокон
к контактной площадке под очень малым углом (расположение волокон улучшено).43
Фиг. 30. Расположение волокон во
внутреннем кольце сферического под¬
шипника:а — в кольце, откованном на ковочной ма¬
шине; б — в том же кольце, откованном
под молотом и раскатанном на тяжелой
раскаточной машине.Фиг. 29. Расположение волокон в кольце цилин¬
дрического подшипника:а— продольное расположение волокон в кольце, выточен¬
ном из трубы; б— расположение волокон в кольце, от¬
кованном на ковочной машине.44
1ВЫИФиг. 32. Расположение волокон в штамповом инстру¬
менте:1 — неправильное; 2 — удовлетворительное; 3 — хорошее«Фиг. 31. Макроструктура кольца шарикового
подшипника, откованного на ковочной машине.45
дят на рабочую поверхность жолоба кольца под наименее благо¬
приятным углом, близким к 45°. Во втором случае (фиг. 31,6) во¬
локна огибают желоб кольца и в зоне контакта кольца и шаров
почти параллельны контактной площадке.Неоднократно отмечено также влияние макроструктуры на
прочность инструмента и штампов. Прежде всего на работоспособ-- 1
ности этих изделий резко сказывается плотность металла. Поэто¬
му необходимо следить, чтобы более рыхлая сердцевинная зона
не совпадала с рабочими поверхностями (режущими кромками)
инструмента и наиболее нагруженными поверхностями и полостя¬
ми штампов. Для использования более плотных слоев и уплотне¬
ния металла следует шире использовать такие методы горячей
обработки давлением, как профильная прокатка, штамповка, за¬
вивка, выдавливание полостей штампов, высадка пуансонов и т. д.Поскольку инструмент и штампы применяются в очень твердом
состоянии и часто используются в условиях динамических нагру¬
зок, для предотвращения преждевременного разрушения их сле¬
дует учитывать макроскопическую анизотропию свойств, связан¬
ную с различным расположением волокон. Это особенно важно
потому, что дефекты металла (пузыри, поры, включения), коли¬
чество которых в инструментальных сталях несколько больше, чем
в подшипниковых, всегда вытянуты вдоль волокон и создают здесь
места с наименьшим сопротивлением разрушению.Как уже указывалось, при статической нагрузке изделие наи¬
более ослаблено, когда направление волокон совпадает с направ¬
лением максимальных касательных напряжений. При динамиче¬
ской нагрузке и во всех других случаях, когда разрушение проис¬
ходит хрупко, путем отрыва, изделия наиболее ослаблены, когда
направление волокон перпендикулярно направлению максималь¬
ных растягивающих напряжений. В этом случае рекомендуется,
чтобы направление волокон совпадало с направлением максималь¬
ных растягивающих напряжений и деформаций [14].В качестве примера приводим описание нескольких типичных
макроструктур штампового инструмента. На фиг. 32 показаны
примеры неправильного расположения волокон в простейшем
штамповом инструменте и примеры правильного расположения,
исключающего преждевременные сколы края инструмента.В штампах, работающих с ударной нагрузкой, у которых тре¬
буется высокая твердость рабочих поверхностей в сочетании с до¬
статочной вязкостью, волокна обязательно должны быть располо¬
жены так, чтобы инструмент не раскалывался при ударе.В качестве примера опишем метод изготовления заготовок ма¬
триц для штамповки шаров. Матрицы, выточенные из прутка, с на¬
правлением волокон вдоль оси матрицы (фиг. 33), при работе на
высадочных прессах часто раскалываются. Рабочее гнездо матри¬
цы, вследствие того что оно вырезается в наиболее рыхлой серд¬
цевинной зоне и вследствие неблагоприятного расположения воло¬
кон быстро выкрашивается. Чтобы избежать таких последствий,46
Фиг. 33. Неправильное расположение
волокон в матрице для штамповки
шаров.ШЁш,шМщаёМг *ШШ&Зк
. *' V" \#ь; \'л •ІІГФиг. 34. Правильное расположение во¬
локон в матрице для штамповки шаров:
волокна расположены перпендикулярно
направлению удара.Фиг. 35. Последовательность ковки заготовок матриц с перемещени¬
ем выхода волокон с торца на боковую поверхность заготовки.4?
заготовки, из которых изготовляются матрицы, должны быть про¬
кованы так, чтобы рабочее гнездо нарезалось в наиболее чистых
слоях металла, а волокна были расположены (фиг. 34) перпенди¬
кулярно направлению удара (растягивающие напряжения ориен¬
тированы вдоль волокна). С этой целью цилиндрические заготовки
проковываются таким образом, чтобы выход волокон вместо осно¬
вания цилиндра был перенесен на боковую поверхность (фиг. 34).
Последовательность операций при такой ковке заготовок показана
на фиг. 35 (А. К. Чебурков): 1 — выход волокон у заготовки, отре¬
занной от прутка на торце; 2 и 3 — заготовка осаживается до по¬
ловины ее высоты, после чего ставится на ребро; 4 и 5 — заготов¬
ка, поставленная на ребро, осаживается с одной и другой сторо¬
ны; 6 и 7 — заготовка перехватывается клещами за плоскости, на
которые выходят волокна, и проковывается с поворачиванием е
до тех пор, пока не получит в поперечном сечении овальной фор¬
мы; 8 — заготовка ставится на торец в кольцо, в котором осажи
вается, пока штамп не заполнится целиком; 9 — выход волокон на
боковую поверхность.Такой метод проковки с «переворачиванием» направления во
локон относительно нагруженных рабочих поверхностей очень эф
фективен, так как он позволяет одновременно с изменением на
правления волокон размещать рабочие полости изделия в наиб
лее чистых и плотных слоях металла.
ГЛАВА IIIНОРМАЛИЗАЦИЯ ПОКОВОК И ГОРЯЧЕКАТАНОЙ СТАЛИ11ормализация заключается в нагреве до температуры образо¬
вания однородного твердого раствора и ускоренном охлаждении
па воздухе и преследует цель перевести сталь в такое структурное
мктояние, при котором все последующие операции, включая обра-
(ммку готового изделия, давали бы наиболее однородную по каче-
<Iиу продукцию.Прежде чем перейти к описанию теплового режима нормализа¬
ции, рассмотрим, в каких случаях ее следует применять. Решение
чюго вопроса для заэвтектоидной стали совершенно другое, чем
для низкоуглеродистых сталей.Известно, что заэвтектоидная сталь после ковки должна под¬
купаться нормализации, если для ее смягчения применяется низко-
ммпературный отжиг. Как будет показано далее, применение
низкотемпературного отжига для хромоуглеродистой стали не
иссгда является целесообразным; применение же нормализации
с последующим высокотемпературным (выше Ас\) отжигом оказы-
иается значительно менее эффективным. В табл. 15 приведены ре¬
зультаты исследования подшипниковой стали, откованной в трех
к мпературных интервалах окончания ковки [15]: а) с перегревом,
1150—1100°; б) при нормальной температуре, 900—950°; в) при
пониженной температуре, 700—750°.Изучалась прочность при испытании на переменный изгиб
(усталость) образцов, прошедших отжиг и закалку.Исли принять сопротивление усталости («стойкость») нормально
копанной (900—950°) и нормально отожженной (770°) стали при
оПычном режиме закалки за 100%. то результаты испытания об¬
разцов с остальными вариантами обработки выразятся данными,
приведенными в табл. 15.Из табл. 15 можно сделать следующие выводы:1.	Нормализация перед отжигом нормально кованных образ¬
цов не улучшает их свойств.2.	Нормализация в случае перегрева и недогрева при ковке
повышает сопротивляемость усталости, не достигая значений, по¬
лученных для нормально кованных образцов.< Л)И7	49
Таблица 15Тепловой режим
ковкиНормализация
перед отжигомОтжигТемпера¬
тура
закалки
в °ССтой¬
кость
в %Темпе¬
ратура
в °СЦиклНормальный,Нет7708—5—8830—840100900—950°Нормализацияпри 925°7708—5—8830—840100fНет7708—2—6830—840100Нормализацияпри 925°7708—2—6830—840100С перегревом,Нет8504_0—8830—840131150—1100°Нормализацияпри 950°8504—0-^8830—84031С недогревом,Нет8209—5—9830—8402700—750°Нормализация1при 950°8209—5—9830—8406Примеч ания:1. 100% стойкости соответствует 16,5* 10* циклов переменного изгиба'образца до разрушения при напряжении 104,6 кГ/мм2.2. Цикл отжига означает продолжительность в часах нагрева, выдержки и охлаждении.Следует отметить, что нормализация заэвтектоидной стали как
операция, в той или иной мере исправляющая дефекты предшест¬
вующей тепловой обработки (ковка, отжиг), рекомендуется значи¬
тельным числом исследователей.В частности, после ковки рекомендуется применять нормализа¬
цию в случаях: а) когда горячая механическая обработка закон¬
чена при очень высокой температуре и цементит почти целиком вы-
деаился в виде сетки; б) когда горячая механическая обработка
закончена при столь пониженной температуре, что образовались
строчки цементита.При выяснении необходимости применения нормализации
в остальных случаях следует иметь в виду, что задачей первичной
тепловой обработки является такое проведение ковки, отжига
и дополнительных операций, если они потребуются, которое гаран¬
тировало бы получение оптимальной исходной структуры для за¬
калки. Как будет показано далее, такой структурой является
однородный мелкозернистый перлит.Возможность получения мелкозернистого перлита без нормали¬
зации исследовалась нами на поковках, откованных при различных
температурах и охлажденных с разной скоростью (см. стр. 34—36).После отжига всех групп образцов при 770, 800 и 830° с вы¬
держкой 3 ч и охлаждением 10°/^ получены следующие структуры.Отжиг всех образцов, прошедших замедленное охлаждение
после ковки (см. фиг. 16,6, 18, 20 и 21) дал структуру зернистого
перлита с сохранившейся карбидной сеткой,50
В зависимости от температуры отжига карбидная сетка полу¬
чается различной. Она почти совершенно не тронута при отжиге
па 770° (фиг. 36), разорвана при отжиге на 800° (фиг. 37) и пред¬
ставляет собой отдельные коагулировавшие карбиды, вытянутые
строчкой вдоль контура зерна при отжиге на 830° (фиг. 38).Отжиг всех образцов, охлажденных ускоренно после ковки
(см. фиг. 16, а, 17 и 19), дал структуру однородного мелкозернис-
гого перлита (фиг. 39), за исключением первой группы (1120—
1150°), где сохранились остатки карбидной сетки. Различие в от¬
жиге сказалось в том, что при 830° карбиды зернистого перлита
несколько более крупны и менее однородны.Таким образом, увеличение температуры отжига способствует
некоторому уменьшению дефектов структуры поковок, но не унич-
гожает этих дефектов полностью. Степень оставшихся дефектов
1».| (лична в зависимости от их величины в исходной структуре, но
обычно выходит за пределы допустимого.С другой стороны, поковки, которые были охлаждены с повы¬
шенной скоростью, и имели после ковки структуру мелкопластин-
ч(иого перлита, дали после отжига хорошую структуру однород¬
ною мелкозернистого перлита.Лишь при очень высоком нагреве (1120—1150°)' в стали сохра¬
ни ются некоторые дефекты после отжига, особенно при низкой
и мпературе.Таким образом, хорошие структуры ковки дают хорошие струк-
|\ры после отжига, плохие — сохраняют в отожженной стали свои
дефекты.	!Влияние нормализации изучалось на поковках, имевших опи¬
атные выше исходные структуры и подвергнутых нормализации
при 900 и 950° (выдержка при нагреве 30 мин).Величина зерна при нормализации как с 900°, так и с 950° не-
гКолько увеличивается при повышении температуры окончания
м>нки.4*	51Фиг. 36'. Микроструктура стали
после отжига. Температура 770°.
Мелкозернистый перлит и кар¬
бидная сетка. X 500.Фиг. 37. Микроструктура стали
после отжига. Температура 800°
Мелкозернистый перлит и ра¬
зорванная карбидная сетка.
X 500.
Все поковки, у которых охлаждение производилось на воздухе
и сетки не было, дали структуру мелкопластинчатого перлита не¬
зависимо от температуры ковки.Там, где имелась карбидная сетка, после нормализации при
900° остаются скопления нерастворившихся карбидов. Они тем
крупнее и чаще расположены, чем толще была карбидная сетка.
При нормализации с 950° нерастворившиеся карбиды сохранились
лишь у поковок, откованных при 1120—1150° (фиг. 40).Во всех случаях при нормализации с 950° и замедленном
охлаждении появляется тонкая карбидная сетка независимо от
температуры предшествующей ковки (фиг. 40).Фиг. 38. Температура 830°. Зерни¬
стый перлит и избыточные карби¬
ды, расположенные вдоль границ
зерен. X 500.Фиг. 39. Микроструктура
после отжига поковок,
прошедших ускоренное
охлаждение после ковки.
Однородный мелкозерни¬
стый перлит. X 500.На основе этих экспериментов можно сделать следующие
выводы:1.	Нормализация правильно откованной и охлажденной на воз-
духе стали с 1% С и 1,5% Сг практически не изменяет ее струк¬
туру.2.	Нормализация при 900—910° полностью исправляет струк¬
туру поковок, имеющих небольшую карбидную сетку.3.	Грубая карбидная сетка уничтожается нормализацией лишь
частично. Остающиеся скопления коагулированных карбидов тем
крупнее и чаще расположены, чем грубее карбидная сегка в ис¬
ходной структуре.При окончании ковки выше 1100° после нормализации отме
чается большая устойчивость даже сравнительно тонкой карбид¬
ной сетки и увеличенный размер зерна.4.	Высокая температура нормализации (950°) при недостаточ¬
но интенсивном охлаждении может несколько ухудшить структуру
нормально кованной стали вследствие появления карбидном
сетки.Следовательно, нормализацию нужно применять только тогда,
когда оптимальная структура (мелкий пластинчатый перлит) пи*52
•к му-либо не получена после ковки. Как правило, требуемую опти¬
мальную структуру надлежит получать непосредственно послеМЖК и.I	(ормализацию следует применять только для исправления де¬
фектных поковок*. В этом случае режим ее состоит из нагрева до
МОО 920° с выдержкой после прогрева 30—40 мин и ускоренного
" лпждения. Последнее достигается для мелких поковок охлажде¬
нием на спокойном воздухе, для более крупных —в разномерной
мруе воздуха.Чтобы исключить выпадение карбидной сетки при самой нор¬
мализации, скорость охлаждения не
тлжна быть менее 40—50°/мин.Может оказаться, что поковки11.1	столько крупны и остывание идет
и л столько медленно, что даже при-
нVдительного воздушного дутья не¬
достаточно, что'бы предотвратить
иыпадение карбидной сетки. В этом
случае нужно применять еще боль¬
шие скорости охлаждения, напри-
нр в струе водо-воздушной смеси
или замачивать поковки в масле
И прячем или даже холодном). Есте-
| I пенно, что такое «закаливание»
нужно провести со всеми предосто¬
рожностями, чтобы не получилось растрескивания поковки. Такие,
предосторожности крайне необходимы, ибо замачивание крупных
Пиковок со столь высокой температуры вызывает колоссальные на¬
пряжения, которые способны разорвать поковки или в момент за-
I* ,1 лки, или вскоре после нее.Чтобы предупредить возможность растрескивания поковок, их
нужно охлаждать так, чтобы во время охлаждения внутренние
напряжения были наименьшими и чтобы одновременно прочность
поверхностных слоев изделия была наибольшей. Оба эти требова¬
ния удовлетворяются, если замачивание производить не до пол¬
ного охлаждения, а до 180—200°. Такое неполное охлаждение про-
п 1 водится в горячем или холодном масле с периодическим окуна¬
нием и вытаскиванием из жидкости, с тем, чтобы температура,
поверхностных слоев была равна 180—200°.В частности, поковки крупных шаров (диаметр 4—8") подвер-I.потея нормализации с охлаждением в холодном масле. Тепловой
режим нормализации для шаров диаметром 200 мм (8") следую¬
щий. Нагрев до 900° в течение 60—80 мин. Охлаждение в масле•	Iемпературой 30—50° до 150—160° (масло сильно дымит). Затем
имр вынимают из масла и оставляют на воздухе до появленияи.1 поверхности желтого цвета побежалости, после чего снова погру-
»1 пот в масло, где он остывает до 150°. После сквозного остывания
нира до этой температуры желательно его немедленно подвергнуть53Фиг. 40. Микроструктура после
нормализации поковок, охлаж¬
давшихся со скоростью 4° мин.
Температура нормализации 950°.
X 500.
отпуску или в крайнем случае кратковременному нагреву до тем¬
пературы не ниже 400—450°.Описанные условия исправления структуры поковок в одинако¬
вой мере относятся к горячекатаной стали. Разница заключается
в том, что в горячекатаной стали, кроме дефектов, наблюдаемых
в поковках (карбидная сетка и др.), чаще наблюдаются дефекты
слитка, не уничтоженные при прокатке. Такова карбидная'Шодно^
родность, которая выражается или в небольшом местном повыше¬
нии концентрации состава, скоплении мелких карбидов, или в рез¬
кой неоднородности состава и выделении крупных обособленных
карбидов или их скоплений.Фиг. 41. Карбидная полосчатость. Х500. Фиг. 42. Карбидная ликвация 1,5 бал¬
ла. X 500.Хотя оба эти дефекта являются разновидностью ликвации
слитков, будем называть в первом случае дефект По его виду после
закалки «карбидной полосчатостью», во втором — «карбидной лик¬
вацией» или, точнее, «карбидной строчечностью».Если изделие изготовляется непосредственно из катаного ме¬
талла, без промежуточной проковки, то вредное влияние такой
неоднородности проявляется в структуре готового изделия. После
закалки места скопления карбидов в одной части мартенсита со-)
храняются и полностью отсутствуют в смежных обедненных по¬
лосах.В первой части образование мартенсита, как правило, сопро¬
вождается трооститным распадом, во второй — обедненной, мар¬
тенсит после закалки легко становится игольчатым.Неоднородная структура и неравномерное распределение кар¬
бидов приводят к снижению прочности при знакопеременных на- '
грузках и уменьшают износоустойчивость стали.Для выяснения возможности устранения карбидной неоднород¬
ности путем отжига и нормализации были проведены экспери¬
менты по нагреву до разных температур и по диффузионной вы-
54
л« ржке разной продолжительности на стали с различной карбид-
•ии( неоднородностью.<1.1 ль ШХ15 с карбидной полосчатостью (фиг. 41), карбидной
лпкнацией 1,5 балла (фиг. 42), 2,5 балла (фиг. 43) и свыше 4 бал¬
лон (фиг. 4'5) была подвергнута нагреву при температурах 950,
III!>0 п 1150° с выдержкой 1 ч,4 ч и 16 ч с последующей закалкойФм1 <1.1. Карбидная ликвация 2,5 бал- Фиг. 44. Карбидная ликвация свы-
ла. X 500.	ше 4 баллов. X 500.или медленным охлаждением. Затем все образцы были снова на¬
ци-ил до 840°, закалены, как обычно, в масле и определена сте-
(|ец|| остаточной карбидной ликвации.11|>п нагреве по указанным режимам и закалке непосредственно•	и-мпературы нагрева карбидная неоднородность резко умень¬
шилась. Исчезла карбидная полосчатость и стала малозаметной
н» лодпая карбидная ликвация до 1,5—2 баллов. Лишь резкое раз¬
личие структуры в местах бывших скопления карбидов (фиг. 45)<	и и/и тельствовало о большой неоднородности концентрации, не
VI пекшей выравняться при всех температурах в пределах до 4 ч
иыдержки.1'лстворение карбидов при исходной ликвации 1,5—2,5 балла
происходило при всех исследованных температурах, диффузион¬
ные же процессы выравнивания концентрации успевали проходить
тлнко при выдержках порядка 16 ч.< )днако закалка с температуры отжига имеет лишь теоретиче-<	пни интерес. Практически такую закалку изделия нельзя осуще-
(I ни п., так как создаются огромные внутренние напряжения,
ыиорые приводят к растрескиванию или, как было показано
И /I Садовским и Н. Вьяль, к резкому снижению прочности при
последующей закалке.Практически приемлемым методом исправления структуры при
Имличпи карбидной неоднородности является диффузионный отжиг
и шмедленным охлаждением и последующей нормальной закалкой
г МО" к масле.55
сл05Таблица 16Темпе-ратураПро¬должи-тель-Исходная карбидная неоднородностьотжи¬
га в °Сность
отжига
в нПолосчатость (фиг. 41)Ликвация свыше 1,5 балла
(фиг. 42)Ликвация 2,5 балла (фиг. 43)Ликвация свыше 4 баллов
(фиг. 44)9501Слабые следы полосча¬
тости1,5 балла (фиг. 46)2,5 балла4 балла9504Полосчатости нет
(фиг. 47)1,5 балла (фиг. 46)2,0—2,5 балла2,5—3 балла95016То жеЛиквация отсутствуетЛиквация отсутствует (ме¬
нее 0,5 балла); полосчатость
(фиг. 48)2,0—2,5 балла; сохра¬
няются отдельные круп¬
ные карбиды (фиг. 49)10501Полосчатости нет. Не¬
значительная карбидная
сетка (фиг. 50)Ликвация 1 балл
(фиг. 51)Ликвация 1,0—1,5 баллаЛиквация 3 балла10504То жеЛиквация отсутствует;
карбидная сетка (фиг. 52)Ликвация отсутствует; по¬
лосчатость (фиг. 48)Ликвация 2,0—2,5 бал¬
ла (фиг. 53)105016»То жеЛиквация отсутствуетЛиквация 1 балл11501»Ликвация отсутствует;
крупная карбидная сетка
(фиг. 54)Ликвация отсутствует;
толстая карбидная сеткаЛиквация 1,0—1,5 бал¬
ла11504»То жеТо жеЛиквация отсутствует115016»»»То же
Фиг. 45. Крупноигольчатый мартенсит Фиг. 46. Карбидная ликвация 1,5—
и мелкокристаллический в зонах лик-	2 балла. Х500.вации. X 500.Фиг. 47. Карбидная ликвация и по- Фиг. 48. Ликвация отсутствует (ме*
лосчатость отсутм-в уют. Х50Э.	нее 0,5 балла). Полосчатость. Х500.Фиг. 49. Карбидная ликвация 2—*
•I балла. Отдельные крупные карби¬
ды. Х500.Фиг. 50. Карбидная ликвация не¬
значительна. Тонкая карбидная сетка.
Х500.57
В табл. 16 приведены результаты диффузионного огжига е ука¬
занием карбидной неоднородности, полученной после отжига для
различных исходных состояний.Данные, приведенные в табл. 16, позволяют установить сле¬
дующее:Фиг. 52. Карбидная ликвация от¬
сутствует. Карбидная сетка по грани¬
цам крупного згрна. х500.Фиг. 51. Карбидная ликвация 1 балл.
Х500.Фиг. 53. Карбидная ликвация
2 — 2,5 балла. X 500.Фиг. 54. Карбидная ликвация отсут¬
ствует. Крупная карбидная сетка.
Х500.1)	Небольшая карбидная полосчатость при нагреве до 950°
в течение 1 ч и более практически уничтожается. Даже сравни¬
тельно небольшая карбидная ликвация (1,5 балла), при этой тем¬
пературе и выдержке в пределах 1—4 ч не уменьшается.2)	Длительная выдержка (16 ч) при диффузионном отжиге
полностью устраняет исходную ликвацию в 1,5 и даже 2,5 балла
и заметно уменьшает ликвацию в 4 балла.
3)	Одночасовой нагрев при 1050°, хотя и уменьшает ликвацию,
но незначительно. 4-часовой нагрев при этой температуре доста-
гочсн для полного уничтожения 1,5-балльной и 2,5-балльной лик¬
вации и снижения 4-балльной ликвации до 2 баллов. Длительный
(16 ч) отжиг при этой температуре практически исправляет любую
<чепень карбидной неоднородности. При 1150° полное уничтожениешквации наблюдается при 4-часовой и более выдержке. При 1-ча-
<омой выдержке небольшая ликвация (1,0—1,5 балла) еще сохра¬
няется.4)	С повышением температуры диффузионного отжига кар-
опдная неоднородность уменьшается. Однако во всех случаях ока-мнается необходимой длительная выдержка вследствие малых<	коростей диссоциации хромистых карбидов и диффузионного вы¬
клинивания концентрации.
IГЛАВА IVотжиг поковок1. НАЗНАЧЕНИЕ ОТЖИГАВ условиях шарикоподшипникового и инструментального про¬
изводства отжиг применяется для смягчения металла с целью
облегчения обработки резанием, а также для подготовки струк¬
туры к последующей качественной закалке.Структура стали, состоящая после ковки из пластинчатого пер¬
лита, не позволяет произвести механическую обработку более или
менее экономично, так как обрабатываемость пластинчатого пер¬
лита в стали типа ШХ15 (X) затруднена. Твердость поковок ко¬
леблется в пределах НВ 255—340, и производить механическую
обработку при такой твердости нецелесообразно, особенно
в условиях массового подшипникового производства, насыщенного
автоматическими и полуавтоматическими станками. В связи с этим
все поковки подвергаются смягчающему отжигу, в результате
которого должна быть получена такая структура, которая подда¬
валась бы обработке резанием с наименьшими усилиями и, следо¬
вательно, обеспечивала бы максимальную производительность
токарных станков. Структура стали должна быть оптимальной
и с точки зрения последующей закалки. Как будет показано далее,
этим требованиям удовлетворяет структура однородного мелко¬
зернистого перлита.2. ТЕПЛОВОЙ РЕЖИМ ОТЖИГАТепловой режим отжига, как и других термических операций,
определяется скоростью нагрева, температурой нагрева, продол¬
жительностью выдержки при этой температуре и скоростью охлаж¬
дения.Скорость нагреваЗаэвтектоидная хромистая сталь имеет пониженную тепло-
проводность. Однако нагрев поковок не сопряжен с обычными за^
труднениями нагрева легированной стали. Как показывает опыт
поковки инструмента, колец подшипников качения, штампо!60
вследствие их малых размеров успевают прогреваться по всему
сечению достаточно равномерно, не вызывая заметных деформа¬
ций и напряжений.Исключение составляют крупные поковки, в частности колец,
для которых должны быть приняты известные предосторожности,
вытекающие из необходимости иметь однородную структуру по
исему контуру кольца. Это в одинаковой степени касается и дру¬
гих поковок, которые отжигаются значительными партиями.Высокопроизводительная работа токарных автоматов может
быть достигнута только при известной строго постоянной струк¬
туре поковок. Постоянство структуры требует строгого постоянства
теплового режима отжига для всей садки, как бы велика она ни
была. Поэтому скорость нагрева, как и остальные элементы тепло¬
вого режима, должны быть одинаковыми для всех частей садки.
При неодновременном прогревании садки пребывание при той или
иной температуре разных частей садки будет различным. Это при¬
водит к неоднородности структуры в партии поковок и ухудшенной
обрабатываемости.Поковки при отжиге можно нагревать с такой скоростью, с ка¬
кой имеющаяся печь позволяет равномерно нагреть данную садку.Необходимость равномерного нагрева и охлаждения предъяв¬
ляет определенные требования к конструкции отжигательных пе¬
чей. Если печь не обеспечивает равномерный нагрев, приходится
прибегать к очень медленному или даже ступенчатому нагреву,
т. е. через 300—350° давать выдержку для выравнивания темпера¬
туры по всему объему садки. Поэтому обычно в графике нагрева
больших масс поковок имеет место ступень, т. е. прогрев садки
при определенной температуре, лежащей несколько ниже конеч¬
ной, при которой производится выравнивание температуры садки,
с тем чтобы, достигнув конечной температуры, садка была равно¬
мерно прогрета по всему объему. Для заэвтектоидной хромистой
стали это выравнивание производится при ТОО—730° (см. график
нагрева на фиг. 69).Температура нагреваСуществуют два вида отжига заэвтектоидной стали: при тем¬
пературе ниже точки Асі (низкотемпературный сфероидизирую-11	и і и отжиг) и отжиг выше Ас\ (высокотемпературный сфероидизи-
рующий отжиг).а)	Отжиг при температуре ниже точки Ас\Отжиг при температуре ниже точки Ас і имеет технологическое
сходство с операцией отпуска. Однако он удовлетворяет основному
Ил шачению отжига — максимально приблизиться к равновесному
ЮГ ГОЯНИЮ и смягчить сталь, поэтому мы и дальше будем имено-
іііііь эту операцию, как принято в производственной практике,
ІМЖИГОМ.61
При низкотемпературном отжиге не происходит каких-либо
аллотропических превращений. Процесс сфероидизации пластин¬
чатых карбидов совершается путем растворения углерода карби¬
дов при этих температурах, диффузии его и кристаллизации, при¬
водящей к образованию сфероидальной (глобулярной, зернистой)
формы карбидов, отвечающей минимуму поверхностной энергии.В перлите стали, нагретой до 700—720°, за счет описанных выше-
самопроизвольно протекающих процессов происходит перераспре¬
деление карбидной составляющей путем переноса углерода от
растворяющейся, энергетически менее устойчивой пластины к сфе¬
роиду или к другому устойчивому центру кристаллизации.Скорость процесса сфероидизации зависит главным образом от
температуры. Чем выше температура, тем быстрее идег сфероиди-
зация. Поэтому низкотемпературный сфероидизирующий отжиг
ведут при температуре, максимально приближающейся к Ась
т. е. 700—720°, считая что перлитное превращение (Асх) в заэвтек¬
тоидной хромистой стали начинается при 730°.Наличие хрома в стали затрудняет процесс растворения сложно¬
го карбида (хромистого цементита) и сильно замедляет диффузию
как углерода, так и хрома. Поэтому процесс сфероидизации хромо-*
углеродистой стали при низких температурах совершается крайне
медленно. Его скорость, кроме того, зависит от исходного состояния
пластинчатого перлита, т. е. от величины входящих в него карбидных
пластин. Чем они крупнее, тем длительнее процесс их растворения и
сфероидизации в целом. Особенно длительная сфероидизация избы¬
точных карбидов, которые значительно крупнее карбидов в перли¬
те. Практически карбидная сетка хромоуглеродистой стали не успе¬
вает сфероидизироваться за срок, приемлемый для производства»
поэтому рекомендуется перед низкотемпературным отжигом про¬
изводить нормализацию, которая должна сделать более мелким
пластинчатый перлит и устранить карбидную сетку. Лишь при нали¬
чии такой структуры, полученной после нормализации или не-1
посредственно при ковке, возможен низкотемпературный отжиг.Однако и в этом случае процесс сфероидизации в хромоугле¬
родистой стали протекает очень медленно. На фиг. 55 показано
изменение твердости в зависимости от продолжительности отжига
при 700—710° для стали с 1,02% С и 1,5% Сг. В первые часы отжи-,|
га твердость падает значительно. Тем не менее, металлографиче¬
ский анализ показывает, что к этому времени (10 ч) еще не замет¬
на сфероидизация пластинчатого перлита. Снижение твердости
происходит за счет растворения и коагуляции большого количества
микроскопических карбидов. Сфероидизация пластинчатого перли¬
та начинает заметно выявляться лишь после 20—25-часовой вы¬
держки. Дальнейший процесс сфероидизации протекает очень'
медленно. Как видно из фиг. 55, верхний предел твердости по тех¬
ническим условиям на хромоуглеродистую сталь для подшипников
Д207 по Бринелю) достигается через 15 ч, а нижний предел (170)
не может быть достигнут даже за 100 ч отжига. Для инструменталь-
62
noii хромистой стали требуются меньшие выдержки, однако онй
практически тоже не могут быть меньше 25—40 ч.Такое удлинение процесса сфероидизации в хромистой стали по
сравнению с углеродистой объясняется уменьшением скорости рас¬
ширения карбидов и сильным замедлением диффузии углерода.
.Мишь наклеп или предварительная закалка на мартенсит, увеличи¬
мся напряжения на границах зерен и фаз, усиливает процесс рас¬
ширения карбидов и способствует ускорению процесса сфероиди-
аации.	1Длительность процесса, длительная и малопроизводительная
занятость оборудования, особая требовательность к структуре
отжигаемой стали заставляют ог¬
ни <атьея от применения низко- нв
и'мпературного отжига для хромо- 2U0
углеродистой стали. Исключения 230
составляют закаленные изделия, 220
которые по какой-либо причине 210
(например, перезакалка) необхо- 200
димо отжечь.	190180б)	Отжиг при температуре по
выше точки Ас 1	но150Этот процесс выгодно отлича- , L
пси от предыдущего, так как со-	Выдержкапровождается перекристаллиза- Фиг‘и5о* Изменение твердости ста-••	Г	ли по в зависимости от временииней при превращении перлита а	выдержки при 700-710°.«ус генит.Структурно свободные (заэвтектоидные) карбиды растворяются
и аустените тем в большей степени, чем выше температура нагрева.
Карбиды хромистой стали относительно трудно растворяются
и аустените и, следовательно, для их растворения нужна более
иысокая температура и большая выдержка, даже если сталь имеет
нормальную структуру пластинчатого перлита без значительной
lv/фбидной сетки.Как было показано на фиг. 4, температура конца эвтектоидного
превращения в хромоуглеродистой стали с 1,6% Сг сдвигается
к Оолее высоким температурам и достигает 750—760°. Следователь¬
но, мри нагревании до 760° перлит превращается в аустенит. При
пом в аустенит переходит лишь то количество карбидов, которое
тогнетствует эвтектоидному составу (0,70—0,72% С). Остальные
iniрбпды растворяются по мере роста температуры в соответствии
« линией SE диаграммы равновесия. Поэтому, если только незна-
чиимыю перегреть сталь выше Acj, то она будет состоять из аусте-
ми I а и большого количества нерастворившихся карбидов. Эти
жиронды и являются зародышами, центрами кристаллизации при
пчлиждении стали. При нагреве немного выше Ас\ (на 15—20°)
М1лнчество нерастворившихся карбидов велико, и после охлажде-6310 го SO U0 50 60 70 80 90 100ч
ния получаются многочисленные глобулярные карбиды. Чем выше
температура нагрева, тем меньше остается нерастворенных карби¬
дов, тем меньше центров последующей кристаллизации.Однако центрами кристаллизации служат не только нерас-
творенные карбиды. Как было показано рядом исследователей
(Штейнберг, Миркин, Мель), растворением карбидов в аустените
не закапчивается процесс образования аустенита. Непосредствен¬
но вслед за растворением карбидов там, где они ранее находились,
образуются места с резко повышенной концентрацией углерода.
В связи с тем, что выравнивание концентрации за счет диффузииотстает от процесса растворе¬
ния, создаются многочисленные
местные градиенты концентрации.В хромоуглеродистой стали,
где процессы диффузии замедле¬
ны, эта неоднородность сохраня¬
ется до относительно высоких
температур 840—850° со значи¬
тельным градиентом концентра¬
ции.На фиг. 56 показана микро¬
фотография структуры, получен¬
ной закалкой после кратковремен¬
ного нагрева до 775° стали с
0,7,% С и 1,5% Сг с исходной струк¬
турой крупнопластинчатого перли¬
та. Полосчатое строение мартенсита воспроизводит картину эвтек-
тоида до нагрева. Места повышенной концентрации С и Сг следуют
расположению карбидных пластин, имевшихся здесь ранее. Твер¬
дость исходного перлита НЯС 16, твердость показанной здесь
структуры НЯС 57. Таким образом, после нагрева выше АС\ много¬
численные нерастворившиеся карбиды вкраплены в аустенит,
концентрация углерода и хрома в котором колеблется от содержа¬
ния, близкого к содержанию его в феррите, до содержания, близко¬
го к составу карбида. Достаточно небольшого понижения темпера¬
туры такого разнородного по составу аустенита, чтобы в местах,
где концентрация близка или равна карбидной, образовался устой¬
чивый зародыш, являющийся центром последующей кристаллиза¬
ции карбида.	• \
Таким образом, в стали, нагретой выше Аси в пределах темпера¬
тур, до которых сохраняются участки аустенита с высокой концен¬
трацией углерода и хрома и значительное количество нерастворив¬
шихся карбидов, имеются готовые очаги, которые при охлаждении
превращаются в устойчивые зародыши. Образовавшиеся карби¬
ды кристаллизуются в форме, отвечающей структурному равнове¬
сию, т. е. глобулярной. Практически в стали ШХ15 (X) выпадение
карбидов в глобулярной форме при охлаждении происходит до
температуры нагрева 840—845° и в стали ШХ6 — ШХ9 —до 835-^64Фиг. 56. Микроструктура полосчато¬
го мартенсита с различной концент¬
рацией полос, ориентированных по
направлению карбидных пластин.
я Иг >то и есть предельная температура, при которой еще можно
шпунт» структуру зернистого перлита по всему объему.Мри более высоком нагреве происходит большее выравнивание
		пі грации аустенита. Охлаждение однородного аустенита при¬
мо пі і к получению обычного пластинчатого перлита. Поэтому в тех
N чл«*іках, в которых произошло растворение карбидов и выравнива-
		концентрации аустенита, после отжига образуется пластинча¬
тії перлит. В участках, где карбиды при нагреве не растворились,•	щи сохраняют свою роль центров кристаллизации. В этом случае
после отжига, наряду с пластинчатым
перлитом, имеются отдельные карби-
/11.1 или скопления их тем в меньшем
количестве, чем выше температура на-
I репа.Таким образом,получение зернисто-
ю перлита зависит от температуры
п.и рева, а не от скорости охлаждения,Котрая определяет дисперсность кар¬
бидов.Конец превращения а -►у , т. е.
іемпература 760° для стали ШХ15 (X)
является нижним пределом, а темпера¬
тура относительного выравнивания
концентрации аустенита 840—845°—
верхним пределом тех температур на-I	рева, при которых возможно образо¬
вание зернистого перлита при отжиге.И этом интервале температур опти- фиг 57. изменение твердости
мальной нужно считать температуру по Бринелю в зависимости от
/!Ш°. Учитывая возможные в произвол- температуры отжига стали
с гве отступления, температура нагрева
при отжиге может быть 790+^1.Более широкий интервал температур не может быть допущен
вследствие предъявляемого к структуре отожженной стали обяза¬
тельного требования — однородности. При широком интервале
іемператур нагрева нельзя добиться получения однородного
зернистого перлита.На фиг. 57 показано влияние температуры отжига стали
111X15 (X) на твердость. С увеличением температуры до 800—820°
івердость уменьшается по мере все большей сфероидизации карби¬
дов. Выше 840° наблюдается увеличение твердости в связи с появ¬
лением в структуре пластинчатого перлита тем в большем количестве,
чем выше температура. В этом случае оба процесса идут одновре¬
менно и кривые отображают суммарный эффект; естественно, что
он будет различен для разных скоростей охлаждений. Чем больше
скорость охлаждения, тем дисперснее структура и тем, следователь¬
но, меньше влияние сфероидизации карбидов и сильнее влияние
более дисперсного пластинчатого перлита.Ь 259/	. 65нв300280260гио220200180160—10ГАіас1/зI0°/час1 _
і^57ч	ас720 760 800 840 880
Температура отжигапри разных скоростях
охлаждения
В производственной практике, особенно при отжиге болыимч
садок, скорость остывания в разных местах садки неодинакова.В этих условиях применение широкого интервала температур отжи¬
га приводит к еще большей неоднородности структуры в отжигае- |
мой партии и, следовательно, нецелесообразно. Лишь для инстру¬
ментальных сталей можно немного расширить допустимый интервал
температур отжига (на 15—20°), хотя это и не является желате- I
льным.Этот режим нагрева относится ко всем маркам хромоуглероди* I
стой стали, за исключением стали 9ХС, для которой температура
отжига должна быть на 10—15° выше, чем для стали ШХ15.Продолжительность выдержкиСкорость описанных процессов увеличивается с повышением
температуры. Нагрев садку до заданной температуры, необходимо,
Ео-первых, дать закончиться превращению перлита в аустенит
и во-вторых, обеспечить наиболее полное выравнивание температу-1
ры во всем объеме садки, создав однородные температурные усло-|
вия к моменту следующего этапа отжига — охлаждения.При нагреве стали ШХ15 до нижнего предела рекомендуемого
интервала температур отжига (780°) перлитное превращение успе-1
вает завершиться в течение 5—10 мин. Несколько медленнее рас-1
творяются карбиды крупнопластинчатого перлита и карбидная
сетка. При перегреве выше Ас\ на 30—40° тонкая сетка коагул>м
рует и частично растворяется также за короткий срок, измеряемый
30—40~мин, поэтому, с точки зрения завершения процесса, выдерж¬
ка в течение 3/4—1 ч вполне достаточна.В производстве приходится отжигать большие садки. Это вызы¬
вает необходимость выравнивать температуру садки по сечению,
ибо ее наружные слои прогреваются быстрее, чем сердцевина; по«]
этому практически продолжительность выдержки увеличивается
и зависит от типа применяемой печи, величины садки и равномер*!
ности ее нагрева. Для больших садок, весом в пределах от 2 дл10	т, приходится применять выдержку 2—6 ч (см. фиг. 69).Скорость охлажденияФорма карбидов зависит от состояния твердого раствора I)
определяется температурой нагрева. Дисперсность карбидов явля¬
ется функцией скорости охлаждения.При большой скорости охлаждения (100—300°/ч) образуется!
большое количество мельчайших карбидов, не успевающих раз¬
виться вследствие быстрого охлаждения (фиг. 58, а). При малой
скорости охлаждения кристаллизации способствуют диффузном,
ные процессы. Чем медленнее остывание, тем значительнее разни-'66
ншотся первые из существовавших или образовавшихся центров,
обедняя окружающее пространство и затрудняя тем самым обра-
твание новых зародышей.Значительно сказывается уменьшение скорости охлаждения
и|)ц прохождении интервала температур перлитного превращения.
Оно происходит при более высокой температуре, что в условиях
медленного охлаждения способствует перемещению углерода к об¬
разующимся центрам. Количество карбидов резко уменьшается,
они заметно укрупняются. Это приводит к снижению твердости за•	чет больших ферритных полей, свободных от карбидных вклю¬
чений.а)	б)Фиг. 58. Микроструктура стали ШХ15 после отжига:а — температура отжига 780°, скорость охлаждения 300°/ч; б — температура
отжига 820°, скорость охлаждения 5°/ч. Х500.! Iри сфероидизации при температуре ниже Ас1 укрупнение кзр-
Ли юв происходит лишь за счет растворения менее устойчивых
м• VIких карбидов, выделения углерода из твердого раствора и осе-
мпмя его на существующих и образующихся центрах. Создается
н.травленная диффузия, успевающая пройти тем в большей сте¬
пени, чем медленнее охлаждение.Чем выше нагрев, тем больше успевают вырасти при охлажде¬
нии перастворившиеся карбиды. Они заметно отличаются По вели-	с от карбидов, образовавшихся при похождении перлитногопрекращения, поэтому высокий нагрев при отжиге с замедленным
ааждением является одной из причин получения неоднородного
и рпистого перлита (фиг. 58,6).Дисперсность карбидной фазы в перлите, в свою очередь, опре-
н г.ич механические свойства стали, в частности, твердость.II	I фиг. 59 приведена зависимость твердости от скорости охлаж-
1« ни I при отжиге [16].При отжиге с охлаждением Ъ°/ч получаются вполне обособлен¬
ны!- карбиды и поля феррита, свободные от карбидов (фиг. 58,6).
При охлаждении 300°/^ (фиг. 58, а) получается сплошное поле
м. и.чайших карбидов. Разница в структуре при промежуточных•	' "Роггях охлаждения не столь заметна. В этом случае лишь
\ н пинающаяся твердость является показателем степени прошед-
нн и коагуляции.67
Все вышесказанное об изменении твердости и структуры в свя¬
зи с изменением скорости охлаждения относится к нормальным
поковкам с исходной структурой пластинчатого перлита. В прак¬
тике производства в связи с неодинаковыми, часто высокими тем¬
пературами окончания ковки (штамповки), замедленным охлаж¬
дением и т. д. структура перед отжигом неоднородна. Наряду
с нормальной структурой имеет место крупнопластинчатый перлит
с остатками карбидной сетки, устойчивой, как уже указывалось,
при последующем нагреве. В этом случае приходится несколькоувеличивать выдержку при нагреве и
замедлять скорость охлаждения.При практическом проведении от¬
жига хромистой стали следует приме¬
нять следующие скорости охлаждения:
15—20°/ч для больших садок ( >3 т);
20—25°/ч для средних садок (0,5—Зт);
25—30°/ч для малых садок (до 0,5 т).Для единичных поковок при пра¬
вильной температуре нагрева и хоро¬
шей исходной структуре (мелкий
пластинчатый перлит) скорость охлаж¬
дения может быть увеличена до 60°,'ч52550 100 150 200 250 3000/тс СТаЛИ ШХ'5.И ‘ 2°»“бНЫ* и ДО
Скорость охлаждения 30 /ч для сталей ХВГ, 9ХС, ХГ иШХ15СГ.Фир. 59.. Изменение твердости Применение малых скоростей ох-
в зависимости от скорости ох-	г	глаждения при отжиге. лаждения необходимо лишь в интер-вале температур распада аустенита,
т. е. практически до 600° для стали ШХ15 и 500—550° для осталь¬
ных (ХВГ, 9ХС, ХГ, ШХ15СГ).нв257247237■О%227СЭ^207
197
187
177[/>/1У///г•Изотермический отжигПри изотермическом отжиге распад аустенита происходит при
постоянной температуре. При этом используется способность пере¬
охлажденного аустенита превращаться при постоянной темпера¬
туре в течение короткого времени. Время, потребное для превра¬
щения, зависит от состава стали, температуры нагрева и опреде¬
ляется верхней частью С-образной диаграммы (фиг. 60).В частности, в стали ШХ15(Х) после нагрева до 800° и после*
дующего быстрого охлаждения аустенит претерпевает полное пре*
вращение при 720° после 30—40 мин выдержки, при 700° поело
8 мин, и при 680° полное превращение происходит в течение 3—■
4 мин.Карбидообразование происходит в условиях относительно низ^
ких температур, когда диффузия затруднена. Это способствует
образованию очень тонкой структуры, с мелкими точечными кар«68
(мідами. С понижением температуры изотермического отжига дис-
т рсность структуры, а также твердость резко увеличиваются.После отжига при 720° твердость отожженной стали равна НВ
УК)—215 (с? = 4,1--4,2), при 700° НВ 225—230 (</=4,0) и после от¬
жига при 680° НВ 240—245 (а!=3,85-^3,90).Отжиг производится по схеме, показанной на фиг. 60, и вклю*
•ист нагрев до 790—800° и возможно более быстрое охлаждение до
її "»термической ступени. Так как для подшипниковых поковок
Нужно получить низкую твердость и хорошую обрабатываемость,
ігмиература отжига выбирается наиболее высокой из подкрити-
ческих температур (710—720°). При этом получается твердость
IIП 205—215 {с1=4,1 ч-4,2).Время выдержки определяется температурой изотермической
т исни. При 710—720° выдержка должна быть 1 н.Как следует из гра¬
фик,! на фиг. 60, с по¬
им и юн нем температуры
ступени выдержка, не¬
обходимая для завер¬
шити процесса отжи-
1н. резко увеличиваег-
гн 1ля получения после
ні ж и га твердости НВ
187 207 (</=4,2ч-4,4),Необходимой для хоро¬
шем обрабатываемости
ІІОКОІЮК, процесс дол¬
жен проходить при
Оо.іее высокой тем-
Іігр.і туре (725—730°).I Уие.'шчпвающаяся прином мыдержка до 3—5 ч сводит на нет преимущества изотермиче-
ІКОІО отжига. В этом случае целесообразнее применять отжиг
і непрерывным замедленным охлаждением (см. пунктурную линию
ни фиг. 60). Превращение аустенита будет проходить при более
ИЫеокоЙ температуре, и твердость будет более низкой. Изотерми-
■|п кпй отжиг следует применять, когда требуется получить наибо¬
лее дисперсную структуру с твердостью по Бринелю 207—229
(і/ -1.0-=—4,2).I ВЛИЯНИЕ ОТЖИГА НА ОБРАБАТЫВАЕМОСТЬ ХРОМИСТОЙ СТАЛИКак уже указывалось, высокопроизводительная работа токар¬
им \ автоматов может быть достигнута только при известной,
111м»і <і постоянной структуре поковок. Такая структура должна
им мп. условия для применения высоких скоростей резания И пред-
111 Mp.ll II II. ряд затруднений, возникающих при токарной обработке(И Ии И(< >к.69Фиг. 60. Схема изотермического отжига ста
ли ШХ15.
Одной из существенных помех в автоматно-токарных цехах
шарикоподшипниковой промышленности является ухудшение ка¬
чества поверхности колец вследствие изменения структуры поко¬
вок. Этот дефект одновременно сопровождается отклонениями от
стандартных размеров обработанных колец. Такие отклонения не
только вызывают уменьшение производительности станков, но де¬
зорганизуют производство, так как их устранение связано с изъя¬
тием всей партии поковок из производственного потока. Поэтому,
не затрагивая всего комплекса вопросов, связанных с обрабаты¬
ваемостью, отметим влияние структуры отожженной хромоуглеро¬
дистой стали на качество поверхности.Исследованию зависимости между структурой и обрабатывае¬
мостью посвящена работа Н. Малючкова и И. Заболотского [17].В этой работе нормализованные поковки колец из стали ШХ15
наружным диаметром 62 мм и высотой 22 мм были отожжены при
740, 760, 780 и 840° с выдержкой 1, 3 и 6 ч. Скорость охлаждения
была во всех случаях 20°/ч. Обточка производилась проходными
резцами1 из быстрорежущей стали и резцами с пластинками твер¬
дого сплава РЭ-8*. Охлаждение производилось эмульсией.Скорости резания, примененные в этой работе, указаны ниже.Качество поверхности оценивалось в условных баллах. Хоро¬
шая поверхность оценивалась баллом 0 (фиг. 61, а). Более грубые
поверхности были разделены по качеству на четыре категории,
с оценкой от 1 до 4 баллов (фиг. 61, б—д).Серия эталонов показана на фиг. 61 при увеличении в 45 раз;
внизу каждого эталона показан характер профиля при увеличении
в 80 раз. Результаты испытаний поковок, отожженных при 780°,
показаны на фиг. 62, а. Здесь при всех режимах резания твердым
сплавом качество поверхности получилось хорошее (балл 0); при
обработке резцами из быстрорежущей стали качество поверхности
несколько хуже и соответствует баллу 0—1.На фиг. 62,6 показан такой график для поковок, отожженных
при 740°. Лишь небольшое количество колец, обработанных твер¬
дым сплавом, дало более или менее удовлетворительную поверх¬
ность. Все кольца, обработанные резцами из быстрорежущей ста¬
ли, имели неудовлетворительную, рваную поверхность с балльно¬
стью 1,5—3,5.1 Резцы имели следующие значения геометрических параметров: передний
угол 7=12°, главный задний угол а = 8°, радиус закругления при вершин!
г = 1 мм\ подача составляла 0,15 и 0,30 мм/об.*	Примерно соответствует марке стандартного твердого сплава ВК8.Материал резцаСкорость
резания в
м/минТвердый сплав РЭ-8 .То же	Быстрорежущая сталь
То же	46.6
58,418.6
29,270
71Фиг. 61. Эталоны качества обработанной поверхности.
Зависимость результатов обработки от температуры отжига
показана на фиг. 63. При обтачивании резцами, оснащенными |
твердым сплавом, кольца имели хорошую поверхность в широком
интервале температур отжига от 780 до 820° и с некоторыми от- I
ступлениями в интервале от 760 до 840°. При 740° абсолютнф« |
большинство колец имело неудовлетворительную поверхность. При
обработке резцами из быстрорежущей стали хорошая поверхность
получалась в более узком интервале температур отжига, да и то
уже с некоторыми отступлениями.1 5I	4II	,5 § гГ 'ё 0-п-выдержка при,
отжЬ часах1\3613/36Скорость ре¬
зания м/миниб,б58Л18,629,1МатериалоезиаПобедитдыстрореж.спТайьАа)	6)Фиг. 62. Графики качества поверхности после токарной обработки;.а—стали отожженной при 780°; б—стали отожженной при 740° [17].Таким образом, наилучшее качество поверхности получается
после отжига при 780°. Практически допустимый интервал темпе¬
ратур отжига может быть расширен до 770—820°, т. е. до интер¬
вала температур, в пределах которого после отжига получается
структура зернистого перлита (см. предыдущий раздел). Отжиг
при температурах выше или ниже указанного интервала ухудшает
обрабатываемость тем больше, чем больше в структуре пластинча»
того перлита.Микроанализ колец показал, что у всех колец с хорошей по*
верхностью (балл 0) микроструктура представляет собой одно¬
родный мелкозернистый перлит. У колец с балльностью 1 основная
масса—также мелкозернистый перлит, но имеются отдельны^
очень мелкие участки пластинчатого перлита. Кольца с баллом *
имеют структуру зернистого перлита с заметными участками плас
тинчатого перлита. Кольца с баллом 3 и особенно с баллом 4 име
ют в структуре почти сплошной пластинчатый перлит.Увеличение выдержки при низкой температуре (760°) способ
ствует более полной сфероидизации перлита. Качество поверхности
в связи с этим также улучшается. Наоборот, увеличение выдержи!72
при верхней предельной температуре (выше 845°) способствует
ооразованию пластинчатого перлита и поэтому ухудшает качество-
поверхности.Кроме формы и дисперсности карбидов, на обрабатываемость,
(•шли влияют размер и состояние зерен феррита в зернистом,
перлите.Зерна феррита, полученные при отжиге в интервале темпера-
IVр 770—820°, успевают вырасти до величины, примерно равной.
'.’О—25 мк. Такая величина зерна (фиг. 64), хотя и не является
оптимальной с точки зрения обрабатываемости, но в сочетании с
ошородным распределением карбидов обеспечивает условия для
производительного резания.Фиг. 63. График влияния температуры
отжига на качество поверхности:1 — резцы нз быстрорежущей стали;2 — резцы из победита РЭ-8.1'сли отожженную таким образом сталь подвергнуть холодной
деформации, то ее обрабатываемость не ухудшится. Сталь с вытя¬
ну И.ІМ относительно крупным зерном в сочетании с теми же самы¬
ми карбидами сохраняет способность обрабатываться резцом, не-
гмогря на значительное .повышение твердости (НВ 265—275). Это
подтверждается практикой точения колец из холоднотянутых
Груб [65]. .высокотемпературный отпуск, или, вернее, низкотемператур¬
ным отжиг в пределах 700—760°, не только не улучшает обрабаты-
илемость холоднотянутых наклепанных труб, но даже ухудшает ее.И о происходит потому, что при таком нагреве наступает рекри-
|ыллизация наклепанной стали с образованием нового мелкого
іериа. При столь низком нагреве (700—760°) зерно не успевает
ІИ.ІI»лети и в структуре сохраняется чрезвычайно мелкое зерно фер-
| и 11; і. Несмотря на то что твердость снижается, сталь с такой струк-
іуроіі плохо обрабатывается. Чтобы восстановить обрабатывае¬
мое и, стали, необходимо подвергнуть ее нормальному отжигу при
Нои' с выдержкой 2,5—3 ч, т. е. привести ее к исходному состоянию
иг голько по величине и дисперсности карбидов, но и по величине
фгрритиого зерна.73Температура отжигаФиг. 64. Зернистый перлит в ста¬
ли ШХ15, полученный отжигом при>
800°, с выявленным зерном фер¬
рита. Х500.
Исследование влияния структуры на обрабатываемость стали
ШХ15 было проведено Л. В. Панкиным и Е. А. Панкиной [18]. Кри¬
терием обрабатываемости в этом исследовании была принята тем¬
пература нагрева лезвия резца, определенная путем замера элек¬
тродвижущей силы, возникающей в месте соприкосновения резца
с обрабатываемым изделием.В стали IIIX15 (1,03% С; 1,50% Сг; 0,36% Мп) термической
обработкой были получены следующие структуры:1)	Пластинчатый (сорбито¬
образный) перлит с твердостью
по Бринелю 241—255 {й == 3,8-ь 3,9).2)	Зернистый перлит с
твердостью НВ 187 (^==4,4). |3)	Зернистый перлит с
твердостью ИВ 174—179 (б/== 4,5-г- 4,55).На фиг. 65 приведены ре¬
зультаты изучения1 влияния
структуры и твердости стали
на температуру лезвия при
различной скорости резания
(фиг. 65,а), глубине резания
(фиг. 65, б) и подаче (фиг. 65, в)
[18].Из этих кривых видно, что
для структуры пластинчатого
перлита кривые лежат значи¬
тельно выше, чем для зерни¬
стого.Для зернистых структур
кривые нагрева резцо-в идут
тем выше, чем выше твердость.
Аналогичная закономерность
установлена авторами и длл
пластинчатого перлита.Следовательно, для получе¬
ния необходимой экономической
стойкости инструмента при структуре пластинчатый перлит необ-'
ходимо снижать режим резания и в первую очередь скорость реза¬
ния. Поэтому в целях развития скоростных методов токарной обра¬
ботки необходимо, чтобы в структуре отожженной стали не было
пластинчатого перлита. Зернистые структуры позволяют увеличи¬
вать скорости резания по мере уменьшения их твердости. Это умень¬
шение ограничивается требованиями качественной закалки (см. гла.
ву VI). Следует отметить, что при более однородном распределе-•	1 Испытания производились проходными резцами с пластинками твердого
сплава Т15К6.Фиг. 65. Зависимость температурылезвия резца от режимов резания приразличной структуре стали ШХ15:а — зависимость от скорости резания; б —
зависимость от глубины резания; в — зави¬
симость от величины подачи. Кривые /—
для пластинчатого перлита; 2 —для зерни¬
стого перлита. НВ 187; кривые 3—для зер¬
нистого перлита, НВ 174—179.74
•	пт карбидов может быть допущено несколько большее снижение
пн'пдости и соответственно более высокие режимы резания.Таким образом, изучение сравнительной обрабатываемости по-
ка.чывает, что структуры, оптимальные с точки зрения получения
лучшей поверхности, дают и наибольшую экономическую стой¬
кость. Это показывает, сколь важным является получение опти¬
мальной однородной структуры как для развития скоростного ре-
1Л1ШЯ, так одновременно и для ликвидации брака по качеству по-
нгрхности и размерам колец.Все сказанное об обрабатываемости стали ШХ15 относится
и к инструментальным сталям. В процессе механической обработ¬
ки инструмента также зачастую наиболее важным показателем
обрабатываемости является возможность получать после резца
чистую, гладкую поверхность без каких-либо надиров. Последнее
особенно ценно для нарезания резьбы, тем более внутренней, для
чистового растачивания и т. д.11роведенные сравнительные опыты обрабатываемости сталей X
н \Г [66] показали, что решающим фактором, обеспечивающим
чпрошее качество обработанной поверхности, является также ми¬
кроструктура стали.Г>ыло проведено наблюдение за обрабатываемостью при раста-
чииамии и нарезании резьбы стали с различной структурой. Полу¬
ченные результаты приведены в табл. 17 [66].Таблица 17ТвердостьПоверхностьМикроструктура^отпнвпосле раста¬
чивания от¬
верстияпосле нарезания
резьбыМі'.икопластинчатьійгирГштообразный перлит .
К |іуііііопластинчатьій3,95—3,8*235—255ГрубаяНарезанию не
поддаетсянгрлмт	4,05—3,95225—235»Грубая, с боль¬
шим количеством
надиров1 Іллггничатьій и зерни-1 іі.іГі перлит	1 («-однородный зерни-4,05—3,95225—235»Г рубая> і і.іП перлит	4,25—3,95200—235Удовлетво¬рительнаяОчень мелкие на¬
диры•Инородный мелкозер-4,25—4,00ІНН О,III перлит	205—230ХорошаяЧистая, без нади¬
ровК.ііч мідно нз этой таблицы, структура пластинчатого перлита
И смешанная структура зернистого и пластинчатого перлита, не-
Вімр',1 па сравнительно невысокую твердость, дает совершенно
ні \ тилеі верительную поверхность. Лучшее качество поверхности
||п і\ члпся при структуре зернистого перлита. При этом в случае
♦по	родного зернистого перлита, который обычно получается75
при повышенной температуре нагрева, при нарезании резьбы полу¬
чаются мелкие надиры, связанные, очевидно, с сохранившимися
остатками карбидных пластин.Совершенно чистая, гладкая поверхность получается только
при структуре однородного мелкозернистого перлита, даже если
твердость несколько повышена. Поэтому для получения хорошей
обрабатываемости следует подвергать сталь термической обра¬
ботке, обеспечивающей получение мелкозернистого перлита.Если исходная структура поковок удовлетворительна и не со¬
держит грубой карбидной сетки, то такой обработкой может быть
или отжиг при 780—800° с выдержкой 2,5—3 ч и охлаждением со
скоростью 30—60°/ч, или закалка в масле с 840—850° и отпуск
при 720° с выдержкой после прогрева 3—4 ч. Твердость после от¬
пуска НВ 205—220.	»Если структура поковок очень грубая, имеет карбидную сетку
и т. д., их следует нормализовать при 920° с охлаждением на воз¬
духе и затем обработать по одному из вышеуказанных режимов.В заключение следует отметить, что поскольку твердость не
имеет прямой однозначной связи со структурой во всем диапазоне
температур отжига, возможны такие сочетания структур (зернис¬
тый + пластинчатый перлит), твердость которых будет достаточно
низкой, а обрабатываемость плохой, поэтому твердость может быть
критерием обрабатываемости только в сочетании с анализом
структуры.4.	ПРАКТИЧЕСКОЕ ВЫПОЛНЕНИЕ ОПЕРАЦИИ ОТЖИГА
Отжиг поковок (колец и инструмента)Для практических целей используются три варианта процесса
отжига.В первом варианте охлаждение садки происходит в печах или
хорошо изолированных колодцах. Если п|эи этом садка достаточно
велика, скорость охлаждения сильно замедляется за счет выделе*
ния тепла при прохождении аллотропического превращения. За¬
медленное охлаждение в критическом интервале способствует
укрупнению и дифференциации карбидов перлита. Твердость при
этом получается минимальная.Во втором' варианте отжиг ведется в конвейерных печах и
охлаждение в критическом интервале принудительно ускоряется^
Структура получается более мелкозернистой, а твердость — болея
высокой.В третьем варианте применяется изотермический отжиг и полу¬
чается еще более мелкая структура (см. фиг. 60).В зависимости от того, что более важно,—значительное пони*|
жение твердости или получение хорошей структуры для последую«
щей закалки, — предпочтителен тот или другой вариант охлаждсЧ
ния после отжига. Во всех случаях печи, предназначенные для от¬
жига, должны обеспечить равномерный нагрев садки.76
а)Фиг. 66. Отжиг поковок подшипниковых колец в шахтных электропечах:it шихтнля печь для отжига поковок; б— график отжига поковок в шахтной электропечисадка 2.5—3 т.Для отжига поковок в шарикоподшипниковой промышленности
применяют шахтные и толкательные электрические печи.Печь (фиг. 66, а) представляет собой шахту, выложенную из
фасонного кирпича. Нагревательные элементы монтируют в шахте
п виде двух зон по три секции в каждой. Общая мощность печи
Ш /сет. Нагреватели включаются в трехфазную сеть и могут быть
п зависимости от потребной мощности соединены на «треугольник»
или «звезду».Кольца укладываются в горшки с вваренной в середине трубой,
служащей отверстием для транспортирующего устройства. В печьпомещается два горшка ем¬
костью до 1500 кг каждый.
Для лучшего использования
объема печи поверх двух-
горшковой садки добавляет¬
ся невысокий горшок ем¬
костью 500—600 кг поковокменее ответственного назна-чгним. Каждый горшок должен быть плотно закрыт футерованной
|.|||,|1пкой. Печь закрывается массивной крышкой, соединяющейся•	печью через песочный затвор.Рекомендуемый график нагрева показан на фиг. 66, б. Первая
14и/1 пн нагрева (до 700—720°) ведется форсированно в течение
Л (•. » ч при включении всей мощности печи (Д). Во второй стадии
Нм1 |м*ил (от 700—720 до 800°), продолжающейся 4—5 ч используе-
чмн мощность за счет изменения коммутации уменьшается до 60—•
«•Г» лм/. Во время выдержки, длящейся 2,5—3 ч включением только
ин шгзду» (а) используется 20—25 кет.Охлаждение колец производится последовательно в двух футе-			 хорошо укрытых колодцах, в которых за счет тепла сад-|<м нм I доживается температура 600° в первом и 400° во втором.
И 1и рном колодце садка находится в течение 13—14 ч и во втором
М ч ч. Общая продолжительность цикла 34—36 ч.И шахтных электропечах можно, соблюдая правила нагрева и
|**«|улиронапия температуры, укрытия горшков, печи и т. д., обес-П
печить сравнительно равномерный нагрев. Однако имеются значи¬
тельные трудности по поддержанию температуры во всем объеме
садки и особенно по высоте печи в том узком интервале, который
необходим для отжига подшипниковых колец. Также сложно по¬
лучить равномерное остывание садки. Вследствие большой массы
равномерное охлаждение можно обеспечить только при очень
малой скорости охлаждения. Перегрев при нагреве и медленное
охлаждение создают структуру неоднородного зернистого перлита,
и в некоторых случаях в части колец садки обнаруживается пла- ^
стинчатый перлит.Длительность процесса и недостаточно качественная структура
изделий является основным недостатком отжига в шахтных печах.Для таких ответственных изделий, как детали шариковых и ро- 1
ликовых подшипников, оптимальную структуру можно получить 1
лишь при изотермическом отжиге или отжиге в проходных печах |
непрерывного действия, поэтому шахтные печи должны заменяться
более совершенными прямоточными (конвейерными или толка- |
тельными) печами с непрерывным охлаждением.На фиг. 67 (см. вклейку) показан агрегат для изотермического!
отжига. Агрегат состоит из двух спаренных проходных печей с тол«|
кателями. Первая печь служит для нагрева и выдержки, вторая—-I
для изотермической выдержки и охлаждения.Прямоугольные корзины, загруженные поковками весом 500—1
700 кг, на литых жароупорных поддонах подаются толкателе«
в первую печь через каждые 50 мин. Здесь поковки прогреваются!
в течение 6—7 ч до 800° и затем 3 ч выдерживаются при этой тем-1
пературе. По истечении 10 ч промежуточным толкателем-вытаски-1
вателем корзина выдвигается из первой печи и вталкивается вД
Еторую печь, нагретую до 710—720°. Эта печь снабжена нагрева-1
телями только в первой половине, через которую садка проходив
в течение 6—6,5 ч. Первые 4 ч садка охлаждается до 710—720*1
и затем 2—3 ч выдерживается при этой температуре. Когда изо*1
термическая выдержка заканчивается корзины поступают в не*|
отапливаемую часть печи, где в течение 4 ч остывают до 400—450°,I
после чего выдаются на разгрузочный стол.Общая продолжительность цикла 20 ч. Производительность!
агрегата 600—700 кг/ч.Нагревательные элементы размещены под подом и на боковыш
стенках печи. Первая печь имеет мощность 140 кет, распределен!
ную по трем зонам: I и II зоны по 60 кет и III зона 20 кет. Нагрев
ватели I, II и III зон питаются от трехфазной сети с соединение!«
на «звезду». Напряжение 220 в.Вторая печь имеет мощность 30 кет, разделенную на две зон|Я
по 15 кет. Нагреватели второй печи выполняются однофазнымЦИ
и включаются последовательно в сеть с напряжением 220 в.Как видно из фиг. 67, рабочая длина первой и второй пече1Ш
по 6,2 м: ширина печей по 1,4 м. Вторая половина второй печиЛ
предназначенная для охлаждения, имеет ослабленную тепловую
изоляцию. Рабочая ширина поддона 1100 мм.11екоторым развитием описанной конструкции является сдвоен¬
ная печь для отжига поковок, предложенная группой инженеров
I Г113 совместно с ОКБ треста «Электропечь». Этот сдвоенный
агрегат состоит из двух печей, но имеет общий каркас и общую
продольную стенку, разделяющую агрегат на две самостоятельные
камеры (фиг. 68). Каждая камера имеет самостоятельный меха¬
низм для проталкивания кассет с поковками и рольганговый путь
дня их продвижения через печь Из конструкции агрегата исклю¬
чен промежуточный стол для передачи кассет, расположенныйФиг. 68. Сдвоенная печь для отжига поковок.между печами, т. е. печь сделана сплошной по длине, без проме¬
ну i очного воздушного пространства. Общая длина сдвоенного
hi |><1 а га уменьшилась до 17,2 м, включая загрузочный и выгрузоч-
lii.it' столы, вместо 23,7 м в старом агрегате конструкции треста■	И‘К I ропечь».Производительность каждой печи в сдвоенном агрегате оста-
'И1С1. 1.1 кой же, как и в агрегате, изготовляемом трестом «Электро-III	4I.... т. е. 700 кг/ч. Удельный расход электроэнергии за счет
\ мгш.шения поверхности боковых и торцовых стенок, уменьшения
lleii.'tuiпостей и т. д. уменьшился. В агрегате треста «Электропечь»
Sur 11.111>iII расход электроэнергии составляет 360 квт-ч/т, в том чис-
I»’ полезной энергии затрачивалось 35,0%. В сдвоенном агрегате*	и- 11.111лГ| расход электроэнергии составляет 275 квт-ч/т, в том чиг-
'• мигню используемая энергия составляет 45,0%.<	м*.чует отметить, что и сдвоенный агрегат еще не полностью
ими 'iaei всем требованиям, предъявляемым к отжигательным пе-
"мм как по технологическим качествам (длительность отжига,
II* пи I а сочно однородный нагрев и т. д.), так и по экономическим
III»I* I «.II елям.I' а к оы.ло указано выше, для получения хорошей обрабатывае-
»IHIIM п однородной структуры целесообразно применять непре¬79
рывное охлаждение, т. е. отжигать сталь в прямоточных электри¬
ческих печах. При этом печь должна прежде всего удовлетворять
■основному требованию — обеспечивать равномерный нагрев загру¬
женных поковок. Для этого желательно,•'чтобы нагреватели печи
были расположены над всей шириной пода (рольганга или кон¬
вейера), а также под ним. Нагрузка на конвейер или рольганг
должна быть не очень большой, чтобы мог быть осуществлен
быстрый и ровный прогрев. При таких условиях можно ускорить
прохождение поковок через печь, применяя скорость остывания
30—40°/ч. В этом случае может быть осуществлен следующий гра¬
фик отжига: нагрев 3—
°[	4 ч, выдержка 1,5—2 »/,1000	охлаждение 6—8 ч.Указанным требова«
ниям в некоторой степе*
ни удовлетворяет печь
ТО-ЗЮ, выпускаемая и
настоящее время про-
8 10 12 1Ь Ж18 20 22 2Ь 26 28 30час мышленностью серийно,л П .	. » /	Отжиг мелкосерий-Фиг. 69. График отжига поковок в нефтяной (га¬
зовой) печи с выдвижным подом.	НЬ!Х ПОДШИПНИКОВЫХ Иинструментальных по¬
ковок производится в нефтяных или газовых печах с выдвижным
подом.Указанные печи можно применять лишь для поковок, где*
диапазон температур отжига может быть несколько расширен, так
как эти печи не позволяют держать температуру в узком интерва
,пе по всему объему садки.График отжига поковок в таких печах для двух размеров садок
приведен на фиг. 69.В целях выравнивания температуры садки, как уже указывалось
выше, в графике предусмотрены одна-две изотермические ступени
при нагреве. При неравномерном остывании садки следует также
предусмотреть остановку на 1,5—3 ч при охлаждении до 700—720°Отжиг шаровКрупные шары, диаметром от 71&" до 2", штампуют на высадоч«
пых прессах или прокатывают на шаропрокатном стане из пругкщ
нагретого в электрической печи или в индукторе до 840°. Шарь
диаметром выше 2" куют в штампах под молотом с нагревом д<
более высокой температуры (900—1000°).Штамповка или прокатка шаров производится в пределах 840«^
760°, т. е. в пределах интервала температур образования зернистог<
перлита. Поэтому после штамповки или прокатки шары должш
иметь структуру зернистого перлита различной степени дисперсно
сти. Дисперсность перлита, зависящая от скорости охлаждении
6у$ет различна, потому что практически скорость охлаждени«о
отдельных шаров сильно колеблется. Первые из отштампованных
шаров охлаждаются быстро на дне металлической кассеты. После
заполнения кассеты горячими шарами падающие в нее шары
охлаждаются медленно. Скорость охлаждения может колебаться
м 10 раз, причем все промежуточные скорости охлаждения также
имеют место и дают промежуточные структуры. В первом случае
дисперсность карбидов столь велика, что они неразличимы в микро¬
скоп. В последнем случае (малая скорость охлаждения), наоборот,
образуются крупные карбиды и твердость снижается до НВ 185—•
ИІ5 (й — 4,4-5- 4,3).Следовательно, среди всей массы шаров имеются очень быстро
остывшие, с твердостью, достигающей НВ 230—240. Отдельные ша¬
рм, на которце попадает вода, имеют еще большую твердость.І .ікие шары трудйЪ поддаются опиловке и опиловочные диски бы-
» іро изнашивайяся. Поэтому шары приходится подвергать отжигу.Так как у$.е после штамповки шары имеют структуру зернистого
перлита, темжратура отжига берется более низкой, чем при
обычном отжиге: 760—770°, когда шары штампуют из горячеката¬
ной пеотожженной стали, и 740—750°, когда шары штампуют из
отжженной стали. При отжиге в шахтных печах (фиг. 66, а) боль¬
шие (2—3 т) плотно упакованные садки шаров медленно прогрева¬
нием, и поэтому длительность нагрева, как правило, велика. Это ве-
;іе медлительной занятости оборудования, большому расходу энер-
ІПП и к значительному обезуглероживанию поверхности шаров. В
сия пі с этим припуски на опиловку шаров увеличваются и произ-
иодпгельность опиловки падает.Ввиду того что при отжиге шаров необходимо смягчить лишь те
шары, которые почему-либо получаются твердыми (быстрое
охлаждение, попадание воды и т. д.), целесообразно не произво¬
ди і. специальный нагрев для отжига, а совместить отжиг с охлаж-
ісііпем после штамповки.Действительно, чтобы получить зернистый перлит с необходи¬
мой твердостью (НВ 190—220), при правильном нагреве для
нпамповки достаточно, чтобы скорость остывания после штампов¬
ій і Си .їла не выше 50—60°/ч. Такой скорости легко достануть путем
їй*« ложных устройств для остывания, которые должны быть раз-
мпнеиы около пресса.Вместо кассет, в которые обычно собираются шары после штам-
Ш'пки пли прокатки, следует разместить возле штамповочного прес-•	'і или прокатного стана два-три колодца со слегка обогреваемыми
и мі хорошо изолироваными горшками.І	Іримерная схема расположения оборудования в этом случае
Ирине ієна на фиг. 70. Показанные на фиг. 70 колодцы, соединенные•	н|м .сом наклонным лотком, представляют собой обычную шахту,
и її і и і1 которой уложены электрические нагреватели, служащие для
|им1Н рема горшка и замедления охлаждения первых отштампован¬
ных или прокатанных шаров. При непрерывной работе можно
оПмПинт, без нагревателя, так как колодец, в который помещен■' #1*и/	,	' *9 .	... «і
горшок, разогревается и, аккумулируя тепло, замедляет охлажде-»
ние шаров.Режим работы должен быть следующий. Прутки нагреваются
в щелевой электрической печи до 840° или в высокочастотном
индукторе до 870°. Из нагретой части прутка шары штампуют до '
тех пор, пока температура еще превышает 740—750°. В случае
обработки на прокатном стане весь нагретый пруток прокатывается
на шары в течение 30—35 сек и температура даже не успевает I
снизиться до 750°.Фиг. 70. Схема расположения колодцев для отжига
шаров непосредственно после штамповки.Отштампованные (прокатанные) шары по наклонному лотку
скатываются в горшок, подогретый до 400—450° включенным на¬
гревателем или теплом, аккумулированным в кладке. После того
как в горшке скопится четыре-пять рядов шаров, они остывают ужо
настолько медленно, что в подогреве не нуждаются и подогреватель
отключается.	ЩВозле пресса должно быть размещено несколько колодцев, что!
бы в то время как один из них заполняют, другие успевали остыть
до 450—500°. Остывший до этой температуры горшок вынимают и.1
колодца и охлаждают на воздухе.	IСледует отметить, что необходимая структура и твердость полу»
чаются только в том случае, если нагрев прутков не превышает
верхней температуры интервала образования зернистого перлит!
(840—845° в печи, 860—870° в индукторе). Если нагрев будет боле*,
высоким, то при охлаждении образуется частично или полностыв
пластинчатый перлит и получить необходимую твердость не уди
ется.Аналогичное положение имеет место и при обычном отжиге
который, как уже указывалось, производится при 750—760°. Ввил;
того что температура низка, пластинчатый перлит не успевает ;и
2—3 ч коагулировать и остается в отожженной стали, так же кщ
и в предыдущем случае, т. е. если проводится специальная оперд
ция отжига, она также не исправляет этого дефекта. Лишь соблш
дая тепловой режим при штамповке, можно во всех случаях исклю82
•пт. появление пластинчатого перлита и карбидной сетки, и тогда
при специальном отжиге и при отжиге непосредственно после штам¬
повки (прокатки) получаются требуемая структура и твердость.
Ч loôi.i достигнуть этого, нагревательные установки (печи, индукто¬
ры) ири штамповке или прокатке должны быть снабжены автома-
шческими регулирующими устройствами и за ними должен быть
организован тщательный контроль.К производстве некоторых заводов (4ГПЗ) применяется уско¬
ренный отжиг шаров в печах с пульсирующим подом типа<	>К I>-134, подробно описанных в главе VII. Чтобы удлинить время
пребывания шаров в печи под печи удлинен на 0,6—0,7 м и даже
несколько выступает за пределы задней стенки печи. Для этой цели
іиамеп существующего в поду разгрузочного отверстия в задней
пенке печи прорезано окно. Соответственно изменено распределе¬
ние нагревателей по длине с сохранением той же мощности печи
(1Г)0 кет)- Температура в печи по зонам составляет: I зона — 780—
ММҐ, 11 зона — 780—800°, III зона — 650—700°.Шары проходят через печи в течение 1,5—2,5 ч. В первых двух
иніах они прогреваются и выдерживаются в нагретом состоянии,
іатем, после некоторого подстывания в третьей зоне, шары ссы¬
плю їси в кассеты для охлаждения. Производительность печи
',’!»() 300 кг'\ч\ твердость после отжига 190—230 по Бринелю.Отжиг шаров в печах с пульсирующим подом позволяет вклю¬
чим. операцию отжига в общий поток производства шаров. При
ним, как и при других методах ускоренного отжига получается
Метаний обезуглероженный и окисленный слой, что позволяет сни-III	м. припуски на механическую обработку.5.	ДЕФЕКТЫ ОТЖИГАК производстве имеет место образование дефектных структур,
не отвечающих основному требованию, предъявляемому к отжигу,—
Поі учение однородного мелкозернистого перлита.11	апболее значительными дефектами являются: наличие пластин-
•1/1 loi «> перлита, неоднородный крупнозернистый перлит, карбидная
нм ка, несоответствие твердости техническим условиям.Пластинчатый перлитІ	Іластинчатьій перлит в структуре отожженной стали можег
Гн.ім. следствием двух причин.Пластинчатый перлит вследствие недогреса
Поручается, вернее, сохраняется, в структуре в том случае, когда
Мшреп почему-либо происходил ниже 760—765°. В этом случае для
но інші сфероидизации перлита требуется длительное время. При
иПычпих выдержках в несколько часов, применяемых для нор¬
ма панно отжига, сфероидизация, естественно, не успевает про-
м mil мі п пластинчатый перлит исходной структуры сохраняется.**	83
Пластинчатый перлит недогрева отличается по микроструктуре
тем, что он сам мелок и вкраплен участками в массу мелкого зер¬
нистого перлита, характерного для низких температур нагрева
(фиг. 71).Присутствие пластинчатого перлита всегда сопровождается по¬
вышенной твердостью, как правило, выходящей за пределы допу¬
стимой ПО техническим условиям ((І отп <4,2).Фиг. 71. Пластинчатый пер¬
лит в стали, недогретой при
отжиге, х 500.Фиг. 72. Пластинчатый перлит
в стали, перегретой при отжи¬
ге. Х500.Для исправления структуры поковки должны быть подвергнуты
вторичному отжигу при обычном тепловом режиме.Пластинчатый перлит вследствие перегрева по¬
лучается при нагреве выше 840—850°, т. е. когда образуются
участки однородного аустенита, распад которого при охлаждении
дает пластинчатый перлит.Количество пластинчатого перлита тем больше, чем выше тем¬
пература нагрева. При 870° он уже превалирует (фиг. 72), а при
880—890° получается почти сплошной пластинчатый перлит. Отли¬
чительной особенностью пластинчатого перлита, полученного при
перегреве, является то, что крупнопластинчатый перлит выделяется
участками на фоне крупных глобулей неоднородного зернистого
перлита (фиг. 72).В этом случае твердость, как правило, невысока и не является
надежным свидетелем присутствия пластинчатого перлита, во-пер¬
вых, потому, что сам пластинчатый перлит крупный и, следовл
тельно, его твердость понижена; во-вторых, потому, что он залегаем
в массе очень крупнозернистого перлита, твердость которого мини
мальна. Такой конгломерат при небольшом удельном количестт
пластинчатого перлита может иметь невысокую твердость, поэтом'
контроль качества отжита по твердости е этом случае ненадежен,
Для инструментальных сталей с индивидуальной обработкой и)
на универсальном оборудовании, где наличие незначителып84
\частков пластинчатого перлита не является столь вредным, можно
ограничиться контролем отжига по твердости.Для подшипниковых сталей во избежание падения производи-
ильности автоматов нельзя допускать присутствия пластинчатого
мгрлита. Поэтому приходится прибегать к другим методам ко.н-I	роля.В условиях массового производства введение лишней операции
П)()°/о-ного контроля вызывает дополнительные затраты труда и за-
|*' I но снижает производительность, поэтому основным методом	гроля отжига должен быть тщательный контроль самого техно-имического процесса. Этот контроль осуществляется организа-
ппоппо-техническими мероприятиями (правильная работа печи,
| .11 :юр за соблюдением режима и т. д.), налаженной системой авто¬
матизированного пирометрического контроля, а также выборочным
!>'Iлллотрафическим и физическим контролем структуры колецII	цеховых экспресс-лабораториях.Неоднородный крупнозернистый перлитВысокая температура нагрева с очень медленным охлаждением,
птбенно при наличии остатков карбидной сетки в исходной струк-
|\|><\ ведет к резко выраженной неоднородности перлита (см.
фиг. 58).Такая же картина получается при многократном отжиге вы¬
пи Лс\. При нагреве часть карбидов сохраняется, они служат
и* ц| рами кристаллизации и укрупняются при охлаждении. При■	в чующем нагреве эти крупные карбиды, как более устойчивые,
п 'ЧП1 не растворяются и снова укрупняются при охлаждении за
мим окружающих мелких карбидов. Соседние поля обедняются,
и после охлаждения вокруг крупных карбидов видны чистые фер-
1*н 1111>1 е участки.Многократно отожженная сталь, как правило, имеет структуру		породного грубозернистого перлита, которая, как мы увидимни кс, является неудовлетворительной с точки зрения поведения
1,1111 в последующей закалке.Карбидная сетка!• .фбидная сетка в отожженной стали переходит из исходной•	ч1' |' гуры. Как уже указывалось, отжиг не может раздробить
||П1> с пли менее значительную карбидную сетку.Несоответствие твердости техническим условиямЬ \ппческими условиями на детали подшипников после отжига
IIIн «усмотрена твердость НВ 178—207, за исключением стали
!11 1МТ, для которой допускается повышение твердости до 217.I ■ . лучае повышенной твердости (пластинчатый перлит—от не-85
догрева) изделия должны быть повторно отожжены. В случае пони¬
жения твердости изделия должны быть нормализованы и затем
снова отожжены.Для инструментальных сталей ГОСТ допускает более высокие
твердости после отжига (см. стр. 15). В целях высокопроизводи¬
тельной работы оборудования инструментальных цехов внутри¬
заводскими техническими условиями на отожженные поковки из
инструментальных сталей должны быть предусмотрены следующие
требования: для сталей X. 9Х, Х09 НВ 178—217 (с? = 4,1 -5- 4,5);
для сталей ХГС, 9ХВГ, ХГ, Х05, 9ХС НВ 187—229 (с? = 4,0ч-4,4);
для сталей ХВГ, Х12, Х12М, Х12Ф, Х12ТФ НВ 197—241
(д?=3,9-ь4,3). В случае более высокой твердости поковки должны
быть переотожжены по описанному выше режиму.
IГЛАВА VНОРМАЛИЗАЦИЯ ОТОЖЖЕННОЙ СТАЛИ11очти все дефекты отжига — пластинчатый перлит от перегрева,
игочпородный грубозернистый перлит и карбидная сетка—не мо-
I УI быть исправлены повторным отжигом. Крупные глобулярные
Мфбиды, имеющиеся в такой стали, при повторении отжига
lie юлько не уменьшаются, но, наоборот, сильно увеличиваются,
целая структуру еще более неоднородной. Карбидная сетка тоже
не ликвидируется.Для исправления таких структур необходимо применить нор¬
мализацию (с последующим повторным отжигом).I ^-следование микроструктуры, нормализованной после отжига
иали, показывает следующее.Нормализация при 875° сохраняет значительное количество
играстворенных карбидов в массе мелкопластинчатого перлита.Нормализация при 900°* сохраняет значительное количество
Играстворенных карбидов (фиг. 73) в том случае, если нормализа-
IIIHI подвергались изделия со структурой крупнозернистого или сме-
niminoro крупнозернистого и пластинчатого перлита (структура
lli'pri рева при отжиге).Цементит однородного мелкозернистого перлита при нагреве
'Ю '100" почти полностью растворяется и в результате последующего
онлаждения переходит в пластинчатый перлит. Этот процесс успе-
мнч произойти в пределах 20—30-минутной выдержки при 900°./1,аже при 920°* сохраняются еще карбиды крупнозернистыхin 		их структур, хотя в этом случае карбидов значительнолет,ик' и они мельче. Лишь при 950° растворение карбидов любой•	»|»vк гуры можно считать законченным. Однако столь высокий
(ini реи чреват другой опасностью, которую может внести норма-
'iiiiaiiiin, а именно появлением карбидной сетки. Последнее зави-•	III, как известно, от скорости охлаждения.Нормализация при 875°, поскольку она сохраняет значительное
loiii'iinim нерастворенных избыточных карбидов, почти не дает
iMlplill I noil сетки.Имеется п виду продолжительность выдержки, обычно применяемая при
И"|"iii мм.ниш и равная 30—40 мин.S7
Нормализация при 900° не дает карбидной сетки при ускорен¬
ном охлаждении порядка 50°/мин и выше. При охлаждении 20°/мин
получается заметная карбидная сетка, не растворяющаяся при
последующей закалке.При температуре выше 925° нормализация дает карбидную сет¬
ку даже при скорости охлаждения выше 50°/мин. При этом чем
медленнее охлаждение, тем более разорвана сетка и тем более
устойчива она при последующей закалке. Тот же эффект дает
и дальнейшее повышение температуры нормализации.Таким образом, если после отжига получилась дефектная струк¬
тура и, если перед закалкой требуется наиболее дисперсная исход¬
ная структура (см. главу VI, раздел 3), целесообразно провести
нормализацию, применив известные предосторожности против
растрескивания изделий при самой закалке.°С900
81*0780720660600Я0тигоюттш\Jг№/-А,	1к/‘1/\Фиг. 73. Микроструктура ста¬
ли, нормализованной при 900°.
Х500.30 60 90 110 150 180 минФиг. 74. График двойной обработки для
исправления некачественной структуры.Режим нормализации: нагрев до 900°, выдержка после нагрев»
30 мин, охлаждение со скоростью не менее 50°/мин. В зависимо¬
сти от размера изделий можно применять остывание на спокойном
воздухе, Ав воздушной или водо-воздушной струе. Для крупных
массивных изделий возможно даже замачивание в слабозакаливи-
ющих жидкостях.В случае сложных изделий, которым может угрожать растрески¬
вание при закалке, температуру нормализации можно понизить
до 880°.Нормализация стали создает структуру мелкопластинчатого
перлита. Более целесообразной исходной структурой для последую¬
щей закалки является мелкозернистый (точечный) перлит. Как
будет показано далее (глава VI), такая исходная структура обес¬
печивает при закалке не только высокую твердость, но и значи¬
тельную прочность и меньшую склонность к трещинообразованию,
Поэтому после нормализации следует нагреть сталь вторично до|
температуры немного выше Ас,, 760—780°, выдержать ее 45-
50 мин, необходимых для превращения перлита в аустенит, и охлп«
дить со скоростью, которую следует подбирать, исходя из практи¬
чески допустимой твердости. Если изделия уже прошли мехами'
ческую обработку или могут обрабатываться с относительно88
ІІОИІ.ІШЄНН0Й твердостью (dom =3,9-r-4,0), то можно применить воз-
цініте охлаждение.1>олее низкая твердость получается при медленном охлаж-
ИЧІІИІ. Твердость НВ 210—215, дающую хорошую обрабатывае¬
ма-и,, можно получить при охлаждении со скоростью 50—80°/ч,
mit».ше приемлемой для проведения операции в непрерывных кон-
luiu'pnux печах. При этом надо иметь в еиду, что ускоренное
охлаждение >50°/лш« при нормализации нужно доводить только
in (»00—650°. Когда произойдет превращение аустенита в перлит,
можно производить вторичную операцию — ускоренный отжиг.I рафик такой комплексной операции показан на фиг. 74. Должны
fti.ni. приняты меры предосторожности против обезуглероживания
и окисления или предусмотрен увеличенный припуск для снятия
оГкчуглероженного слоя. Для проведения этой комбинированной
операции следует применять печи, аналогичные показанной на
фін (»7. В этом случае следует сделать первую печь на 1,5—2 м
»•ороче, а вторую соответственно удлинить.
ГЛАВА VIВЛИЯНИЕ ИСХОДНОЙ СТРУКТУРЫ НА СТРУКТУРУ
И СВОЙСТВА ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИЗакалка, являющаяся основной операцией, предопределяющей
необходимые свойства стали, должна гарантировать постоянство
и однородность результатов и высокие качества изделий. Поэтому
все факторы, которые влияют на результаты закалки, должны быть
строго постоянными или колебаться в очень узких пределах,Результаты закалки заэвтектоидной хромистой стали, кроме
ряда общеизвестных факторов (температура и продолжительность
нагрева, скорость охлаждения и т. д.) в значительной мере зависят
от исходной структуры, которая, следовательно, должна быть по¬
стоянной и оптимальной для данных условий закалки.1.	ВЛИЯНИЕ ИСХОДНОЙ СТРУКТУРЫ НА ПРЕВРАЩЕНИЕ
ПЕРЛИТА В АУСТЕНИТКинетика превращения перлита в аустенит и растворимость
различной формы карбидов широко изучена отечественной наукой.
При этом установлено весьма большое влияние исходной структур
ры на скорость превращения и на его конечный результат [19], [21],
[23]; см. также [20] и )22].Скорость растворения карбидов определяется величиной их по*
верхности, являющейся одновременно поверхностью соприкоснове*
ния с ферритом. Пластинчатые карбиды, как обладающие большей .
поверхностью, растворяются значительно быстрее, чем сферические,]
Мелкие карбиды по той же причине растворяются быстрее крупных,;На фиг. 75 показана интенсивность образования аустенита, ха
рактеризуемая ростом удельного электросопротивления при закн-
ливании (с 775°) хромистой стали, имеющей различную по форме
карбидов и дисперсности исходную структуру,
му Твердый раствор быстрее всего образуется при исходной струк¬
туре— мелкопластинчатом перлите. Чем дисперснее исходна»!
•структура, тем на более высоком уровне концентрации заканчи*
вается процесс образования аустенита.90
н'рнистый перлит превращается в твердый раствор замедленно.> к‘к 1 росопротивление (фиг. 75) растет последовательно, по мере
ни о как процесс захватывает больший объем, с растворением все
Гм мое крупных карбидов. При наличии значительной неоднород¬
ности зернистого перлита, т. е. дифференцированных, мелких и
крупных карбидов, образование и насыщение твердого раствора
расчленяется на отдельные этапы. Процесс, идущий вначале более
интенсивно за счет участия в нем мелких карбидов, замедляется,
пока не проявится эффект медленно растворяющихся крупных кар-ВыдержнаФиг. 75. Изменение удельного электросопротивления
в зависимости от времени нагрева при закалке для
различных исходных структур хромистой стали (0,97%С; 1,47% Сг); температура закалки 775°:1 — мелкопластинчатый перлит; 2 — пластинчатый перлит;3 — мелкозернистый (точечный) перлит; 4 — зернистый пер¬
лит; 5 — крупнозернистый перлит.Гнгнж. Это одинаково относится к эвтектоидным и заэвтектоидным
карбидам, так как те и другие могут быть самой различной вели¬
чию.!, I? зависимости от метода получения исходной структуры.
Дадим далее краткое описание процесса формирования микро-•	I рук туры по мере перехода в твердый раствор различных исход¬
им \ состояний перлита.Па фиг. 76—77 показан процесс формирования аустенитной•	I рук туры в эвтектоидной 1 хромистой стали с 0,7% С и 1,5% Сг.На фиг. 76 показан процесс зарождения и роста аустенитных
оора тваний в пластинчатом перлите. На фиг. 76, а видно, что за¬
ри, к н-ппе аустенитного зерна происходит на границе перлитных
и реп исходной структуры. При этом новые образования получаются
|и т. п.ко там, где проходит граница зерна, но и внутри кажущегося
1н р,11п того зерна, по едва заметным поверхностям раздела феррита.
По мере увеличения выдержки при нагреве площадь, занимае-1 М.ишчие избыточных карбидов в заэвтектоидпой стали не вносит в этот
!!|И.11(41 существенных изменений.01
мая аустенитом (мартенситом), увеличивается (фиг. 76,6). При
этом характерно, что в течение длительного времени в мартенсит-
ных полях совершенно четко видны остатки нераствориївшихси
пластинчатых карбидов. Они постепенно исчезают, становятсяФиг. 76. Зарождение и развитие аустёнитных образова¬
ний в стали с 0,7% С и 1,5% Сг с исходной структурой
пластинчатого перлита; температура нагрева 790°; х500:а— выдержка при нагреве 1 мин, твердость НЯС 19; б— вы¬
держка 1 мин. 30 сек, твердость 36; в — выдержка 3 мин, твер¬
дость 60; г — выдержка 5 мин, твердость 63.малозаметными, сохраняя некоторую ориентированность в мартен- I
сите (фиг. 76, в). Эта ориентированность дает при значительном
травлении впечатление ложной игольчатости мартенсита (фиг. 76,/*), I
Как будет показано далее, эта кажущаяся игольчатость пропадаем
при более длительном нагреве перед закалкой.92
Па фиг. 77 показаны те же микроструктуры после выявления
\ них контура зерна. При малых выдержках (фиг. 77, а), при кото¬
рых аустенит занимает еще незначительное место, выявляются
|И'нцие границы аустенитного и перлитного зерна. В пределах этих
н'рсн, кажущихся крупными, идет заполнение шлифа аустенцтом.
Но мере увеличения выдержки при нагреве отдельные аустенитные
«•рна растут и постепенно сближаются, образуя новые границы,
н связи с чем величина зерна, являющаяся уже истинной величи¬
ной зерна аустенита, уменьшается. На фиг. 77,6, представляющей
ноч ni полностью законченный процесс образования аустенита,Фиг. 77. Микроструктура и зер¬
но стали с 0,7% С и 1,5% Сг,
образовавшиеся после закалки
структуры пластинчатого перли¬
та; нагрев 790; х 700:а — выдержка 1 мин 30 сек, твер -
дость НЯС 36, мартенсит и перлит;
б — выдержка 2 мин 30 сек, твер¬
дость 59, мартенсит с неполностью
растворившимися карбидами перли¬
та; в — выдержка 10 мин, твердость
64,мартенсит.е)ми І.НО іяідеть, что формирование зерна произошло в пределах быв¬
ший перлитных зерен. Границы аустенитных зерен совпадают с гра¬
ницами :(ерен (колоний) перлита или их частью, что видно по на-
»фіііимчіпям нерастворившихся пластинок карбидов. Неоднородность
и* і им її 11 ы этих колоний, их вытянутость вдоль пластинок перлита•	її ї ї,км неоднородность и вытянутость вновь образовавшегося
м, . п ип того зерна (фиг. 77, в), что является характерным для
М’ типом структуры пластинчатого перлита.I акая же неоднородность аустенитных зерен получается и при
Ртит мелких исходных пластинчатых структурах. Однако образо-
яйнпп << я зерно аустенита значительно более мелкого строения
(•■и ни же, фиг. 90, а).93
На фиг. 78 показан процесс зарождения и роста аустенитных
образований при исходной структуре зернистого перлита (Х700).
Первые ядра аустенита образуются на грани ферритных зерен ил>г
в стыке их в сравнительно небольшом количестве (фиг. 78, а).
По мере увеличения выдержки увеличиваются количество ядер
и размеры ранее образовавшихся ядер. Постепенно отдельные ядра,
растущие внутри ферритных зерен, сливаются, образуя вытянутые
вдоль границ мартенситные скопления (фиг. 78,6). По мере даль*
нейшего увеличения длительности нагрева происходит рост и слин*Фиг. 78. Процесс зарождения и
роста аустенитных образований
в стали с 0,98% С и 1,35% Сг с
исходной структурой зернисто¬
го перлита; х700:а — выдержка при нагреве 1 мин,
твердость НЯС 3; б— выдержка 2,5
мин, твердость 26; в — выдержка 8
мин, твердость 59.ние отдельных мартенситных участков и образуется почти сплош*
ная мартенситная масса со значительным количеством нерастио»
рившихся карбидов (фиг. 78, в).Процесс образования аустенита идет намного медленнее, чем
при структуре пластинчатого перлита и более дисперсных глобу*
лярных структурах. Карбиды как эвтектоидной, так и заэвтектоид«
ной стали сохраняются нерастворенными значительно более длИ|
тельное время. Величина образовавшегося зерна аустенита завися!
от величины ферритного зерна и степени дисперсности карбидов]При нагреве более дисперсных структур процесс образований
аустенита происходит так же. Разница заключается в том, чт|
количество зародышей, образующихся в каждый данный момет,
в этом случае больше, чем в предыдущем. При этих условиях ели«
ние произойдет при малой величине аустенитных образований,
т. е. процесс превращения в аустенит завершится образование#
более мелкого зерна.94
Фиг. 79. Мелкопластинчатый
(сорбитообразный) перлит.
XI ООО.Фиг. 80. Пластинчатый перлит.
XI ООО.Фиг. 81. Точечный (мелкозер- Фиг. 82. Мелкозернистый пер-
иистый) перлит. ХЮ00.	лит. Х1000.Фиг. 83. Однородный зернистый
перлит. XIООО.Фиг. 84. Крупнозернистый' не¬
однородный перлит. XI ООО.
В целом влияние исходной структуры на процесс образовании
аустенита сводится к следующему.а)	Изменение исходной структуры эвтектоидной и заэвтектоидпои
стали в пределах от мелкого пластинчатого перлита (фиг. 79—81)
до крупного сфероидизированного перлита, не меняя сущности фп
зических процессов, происходящих при превращении перлит,!
в аустенит, оказывает значительное влияние на интенсивность про
цессов и их конечный результат. В частности, скорость образован!!.!
аустенита определяется прежде всего строением перлита и сю
дисперсностью.б)	Образование аустенитной фазы начинается около карбидом,
лежащих на границах ферритного или перлитного зерна, и раснро
страняется в пределах старых зерен. Величина зерна, полученного
после завершения процесса образования аустенита, зависит от не
личины зерна феррита (перлита) и степени дисперсности карбид
ных частиц.в)	Образование твердого раствора предшествует полному ряс
творению карбидов как в зернистом, так и в пластинчатом пер
лите 1. В последнем случае зерно аустенита растет вдоль карбидных
пластинок и завершается образованием неравноосных зерен, зач.м
стую прорезанных остатками нерастворившихся пластинок карби¬
дов. Образовавшийся твердый раствор во всех случаях неодноро*
ден по концентрации.г)	В образовании аустенита в одинаковой степени могут учи
ствовать карбиды перлита и избыточные карбиды, если они незн.ч
чительно различаются по величине. Крупные карбиды независимо
от того, являются ли они эвтектоидными или заэвтектоиднымп,
принимают небольшое участие в первой стадии образования ауаг
нита, и их влияние сказывается значительно позднее. Неоднороч-
ные глобулярные структуры, имеющие резко дифференцированпыг
карбиды, дают в связи с этим скачкообразный рост насыщенной и
твердого раствора.2.	ВЛИЯНИЕ ИСХОДНОЙ СТРУКТУРЫ НА СТРУКТУРУ
И СОСТАВ ТВЕРДОГО РАСТВОРАОбразованием нового зерна аустенита с концентрацией, опролг
ляемой исходной структурой, завершается первый этап формиро¬
вания структуры закаленной стали. Для практических целей важно
рассмотреть, как происходит дальнейшее насыщение твердого р;и
твора и как изменяется структура стали в области закалочных
температур.В частности, очень важен процесс формирования аустенитною
зерна. Структура закаленной стали—мартенсит, которая опрей»
ляет прочность изделия, зависит главным образом от величины1	За исключением очень дисперсных структур, где обе части процесса ми| у!
проходить одновременно.96
аустенитного зерна. Чем крупнее зерно аустенита, тем крупнее мар-
тенситные иглы. Получение чрезвычайно мелких игл мартенсита,
т. е. так называемого бесструктурного или скрытокристаллического
мартенсита, предопределяется наличием очень мелкого зерна
аустенита.Величина зернаВопросы роста зерна были изучены С. С. Штейнбергом с сотруд¬
никами [19], [23] и другими исследователями [24] на углеродистой
стали.В этих исследованиях достаточно большое место уделено роли
и значению карбидов в формировании и росте зер¬
на. Было показано, что в
пределах температур, при
которых в стали существует
цементит, величина зерна
аустенита зависит от исход¬
ной структуры, т. е. формы
и дисперсности карбидов.Чтобы конкретизировать
I гм выводы для хромоугле¬
родистых сталей, темпер а -
гуры закалки и продол¬
жительности нагрева ко*
горых отличаются от соот-
истггвующих данных для
углеродистой стали, опишем
м а i ериалы эксперименталь¬
ного исследования [26], про-
делаиного на стали следу¬
ющего состава: 0,97% С;1,1)0% Сг; 0,38% Мп.В кованых заготовках
(и мпература окончания
комки 900—950°) путем co¬
rn нетствующей термической
обработки была получена
С пличная структура, охва-
|'.шлющая весь диапазон•	Ч'уктур, получающихся в
Производстве после норма¬
нн.щии и отжига. Режим обработки заготовок был следующий
<■ | табл. 18). Рост зерна в зависимости от температуры закалки в
"I" 1 лах 795—870° показан на фиг. 85 (номера исходных структур
мим но табл. 18).Ход кривых для структур 1, 2, 3, 4 и 6 (см. фиг. 85) показывает
|ы I шчие во взаимном положении разных исходных структур. При
ним'их температурах закалки наиболее мелкое зерно имеют самыеf «и/	97ПК?І30130120110Pi3:100ч?-90§§80=м70ио6050403020ß1л1/ 1\1//7/О/у4з-О -
О780 790 800 810 820 830 840 850 860 870 °С
Температура закалкиФиг. 85. Изменение величины зерна аусте¬
нита в закаленной стали для различных
исходных структур; сталь 0,97% С, 1,5% Сг:1	— мелкопластинчатый перлит (структура 1);2	— пластинчатый перлит (структура 2); 3 — то¬
чечный перлит (структура 3); 4 — мелкозерни¬
стый перлит (структура 4); 6 — крупнозерни¬
стый перлит (структура 6).
дисперсные структуры 3 и 1 мелкозернистого И МеЛКОПЛаСТИНЧсПОІ I»
перлита. Наиболее крупное зерно дают после закалки исходны»'
структуры 2 и 6 крупнопластинчатого и крупнозернистого перл и и
Остальные структуры занимают промежуточное место.Таблица 1НПоказатели твердої і н№струк¬турыИсходная структураМетод получения^отп в ммНВ1Мелкопластин¬
чатый (сорбитооб¬
разный) перлит
(фиг. 79)Нормализация с нагревом до
900°, выдержкой 30 мин и ох¬
лаждением на воздухе (скорость
охлаждения 100 °/мин)3,4—3,5321- 30)2Пластинчатый
перлит (фиг. 80)Нормализация с нагревом до
900°, выдержкой 30 мин и за¬
медленным охлаждением со ско¬
ростью 20 °/мин3,6—3,7286—27(13Точечный (мелко¬
зернистый) перлит
(фиг. 81)Нагрев до 770°, выдержка
2 ч\ охлаждение на воздухе4,02284Мелкозернистый
перлит
(фиг. 82)Нагрев до 770°, выдержка 2 ч\
охлаждение со скоростью 60°/ч4,22075Однородный зер¬
нистый перлит
(фиг. 83)Нагрев до 800°, выдержка
3 ч\ охлаждение со скоростью
8 °/ч4,41876IКрупнозерни¬
стый неоднородный
перлит (фиг. 84)Трехкратный синусоидальный
отжиг; последний нагрев до
800° с выдержкой 3 ч; охлажде¬
ние со скоростью 5—8°/ч4,5—4,6179 1711При высоких температурах (870°) положение различных струи*
тур перераспределяется. Наиболее мелким зерном обладают струи
туры точечного и мелкозернистого перлита (структуры 3 и 4); они
дают небольшое постепенное увеличение средней величины зерни,
Структуры пластинчатого перлита имеют при этой температура
уже значительно выросшие зерна, интенсивный рост которых нами
нается несколько выше 840°. При 870° средняя величина зерна л иЦ
структур приближается к структуре крупного глобулярного пер*
лита, зерно которой еще остается наиболее крупным из мг«*4
структур.Микроанализ образцов, в которых травлением выявлены ком
туры аустенитного зерна, уточняет описанную динамику росте!
На фиг. 86, а приведена микроструктура закаленной с 780° сгпл||
с исходной структурой пластинчатого перлита. Здесь показано сне!
цифическое свойство пластинчатых структур давать после закллкй
с низких температур неравноосное зерно. По мере роста темпер#!
туры нагрева зерно становится более равноосным. Однако » ш Ы
проявляется другое характерное свойство пластинчатых струн«
тур—давать неоднородные по размерам зерна аустенита. П.фядя98
с зернами, остающимися мелкими, выявляются группы крупных
зерен, количество которых все время возрастает. На фиг. 86, б пока¬
зано зерно в стали с исходной структурой пластинчатого перлита,
закаленной с 870°. Размеры зерен значительно увеличились и ха¬
рактеризуются большой неоднородностью.Увеличение средней величины зерна, отмечаемое на графике
(фиг. 85), идет за счет интенсивного роста отдельных крупных
зерен. Такое изменение величины и формы зерна объясняется влия-Фиг. 86 Зерно закаленной стали с исходной структурой пла¬
стинчатого перлита; Х500:
а — закалка с 780°; б — закалка с 870°.пнем формы и распределения карбидов. Для иллюстрации неравно¬
мерного роста зерна приводим фиг. 87, из которой видно, что круп¬
ные зерна вырастают в местах, совершенно свободных от карбидов,
и го время как в местах скопления оставшихся карбидов преобла-
•мет мелкое зерно.Иную картину роста зерна даюг зернистые структуры. При
низких температурах зерно закаленной стали имеет однородную
иеличину и равноосную форму (фиг. 88, а). Величина зерна тем
и льче, чем дисперснее исходная структура и мельче ее ферритное
и'рпо. По мере увеличения температуры нагрева происходит после-
/н »нательный рост зерна, остающегося равноосным и однородным
"о величине (фиг. 88,6). Структура крупного зернистого перлита
хлрнктеризуется относительно крупным зерном при низких
(фиг. 89, а) и высоких температурах (фиг. 89,6). Однако, как
«и ню на фиг. 89, б, величина зерна в этом случае значительно одно-
I • • Iнее, чем в случае пластинчатых структур. Аналогичная карти-
'!,) плблюдается в случае роста зерна при постоянной температуре.На фиг. 90 и 92 показаны микроструктуры стали после закал-
| и ' НЮ°. Фиг. 90, а — аустенитное зерно, неоднородное по величине
и фирме, после закалки с 840° стали со структурой пластинчатого
|ц р шта (выдержка 3 мин).Значительная выдержка при высокой температуре дает возмож-
|пи п. получить укрупненное равноосное зерно по всему объему.
Н|м| акалке с 840° ориентированное строение сохраняется более93
чем до 30-минутной выдержки, после чего зерно становится равно-
осным (фиг. 90,6), однако неодородность в величине зерна сохра¬
няется. Наряду с отдельными выросшими зернами присутствует
большое количество мелких зерен, что, как и в предыдущем случае,
понижает среднюю величину зерна (фиг. 91).Исходные зернистые структуры дают после закалки во всех
случаях однородное по величине и равноосное зерно. Величина его
тем меньше, чем дисіперснее структура. При малых выдержках
структура точечного перлита дает настолько мелкое зерно, что егопри увеличении в 500 раз не удается
выявить. На фиг. 92, а показана фо¬
тография зерна, полученного при 7-
минутной выдержке, также еще чре¬
звычайно мелкого. По мере увеличь
ния выдержки зерно растет (фиг. 92, б),
оставаясь более мелким у более дис¬
персных структур (см. фиг. 91).Суммируя влияние температури
нагрева и выдержки, можно отметин.,
что минимальную величину зерна
при низких температурах и малых вы*
держках дают самые дисперсны«'
структуры.По мере роста температуры карти
на меняется. Рост температуры нагрева оказывает различное вли¬
яние в зависимости от исходной структуры. Карбиды мелко шип
стинчатого перлита обладают наибольшей растворимостью. В сви
зи с этим у стали с пластинчатым перлитом наблюдается быстры(I
рост зерна при сравнительно низких температурах, не выходящие
за пределы нормальных закалочных температур. Рост зерна идет
именно за счет тех мест, где карбиды полностью растворились
Так как распределение карбидов становится неравномерным, то и
отдельных участках, где карбиды еще существуют, сохраняется
мелкое зерно. Это еще более увеличивает контрастность в вел к
чине зерна.Структуры с мелкозернистым (точечным) перлитом, дающиі
почти такое же мелкое зерно аустенита после перекристаллизации,
как и мелкопластинчатый перлит, но имеющие более устойчивы®
глобулярные карбиды, сохраняют мелкозернистость до сравни¬
тельно высоких температур (см. фиг. 85).Начало сильного роста зерна при высоких температурах емпр#*
деляется формой и величиной (а также составом) карбидов, от ко
торых зависит их растворимость при нагреве, а следовательно
и прекращение тормозящего действия.В зернистом перлите мелкие карбиды также растворяю гг л
раньше, чем крупные, поэтому при какой-то переходной темпера
туре будет наблюдаться такая же картина, как у пластинчато!
перлита, т. е. весьма неоднородное по величине зерно. Однако н і100Фиг. 87. Неоднородное зерно
в закаленной с 840° стали с
исходной структурой мелко-
пластинчатого перлита. Х500.
Фиг. 88. Зерно закаленной стали с исходной структурой
мелкозернистого перлита; Х500:
а — закалка с 780°; б — закалка с 870°.Фиг. 89. Зерно закаленной стали с исходной структурой
крупнозернистого перлита; Х500:
а — закалка с 780°; б — закалка с 870°.Фиг. 90. Зерно закаленной стали с исходной структурой пла
стинчатого перлита; закалка с 840°; Х500:
а — выдержка 3 мин; б — выдержка 60 мин.
время как у пластинчатого перлита такая неоднородность свой¬
ственна уже закалочным температурам, в зернистом перлите ом;»
наблюдается при значительно более высокой температуре (>880"),
намного превосходящей уровень закалочных температур.После растворения есех карбидов сталь ведет себя так, как
это определяется наследственными факторами, которые в основном
сводятся к устойчивости микроскопических частиц в стали.Фиг. 91. Влияние времени выдержки на рост зерна
в закаленной стали для различных исходных струк¬
тур (температура нагрева 840°):1 — пластинчатый перлит; 2 — тонкопластинчатый перлит;3 — мелкозернистый перлит; 4 — точечный перлит.Таким образом:а)	решающее влияние на величину зерна закаленной заэвтек*
тоидной хромистой стали оказывают форма и дисперсность карби-Фиг. 92. Зерно закаленной стали с исходной структурой мелко¬
зернистого (точечного) перлита; закалка с 840°; Х500:а — выдержка 7 мин-, б — выдержка 60 мин.дов, они определяют действительную величину зерна закаленной
стали даже с разной природной склонностью к росту зерна;б)	при низких температурах, немного превышающих точку Л о,
величина зерна определяется дисперсностью карбидов и величиной
ферритного (перлитного) зерна исходной структуры;в)	три более высоких температурах наибольшее влияние окачи¬
вает форма, величина и состав карбидов, определяющие темпе¬102
ратуру их растворимости, которая одновременно является темпера¬
турой начала интенсивного роста зерна;г)	минимальной величиной зерна и наименьшей склонностью
к его росту в пределах закалочных температур обладают стали
г мелкозернистым (точечным) перлитом;д)	наибольшей склонностью к росту зерна, т. е. склонностью
к перегреву, обладают структуры пластинчатого перлита; зерно их
после закалки отличается неправильной формой и неоднородной
величиной;е)	структуры крупного глобулярного перлита имеют наиболь¬
шую среднюю величину зерна в пределах обследованного Интер¬
пола температур; они характеризуются однородной величиной зерна
и правильной равноосной формой, свойственной всем глобулярным-	фуктурам.Состав твердого раствораНаряду с величиной зерна, состав твердого раствора является
нужнейшей характеристикой, определяющей структуру и свойства
и каленной стали. Описанный ранее ход образования твердого рас-
і нора показывает значительную зависимость этого процесса от ис-
мчпой структуры. Проследим далее за картиной растворимости
і .фбидов и насыщения твердого раствора при закалочных темпе-
I мурах, которые для легированных сталей значительно' превы-
III,пот температуру перлитного превращения.11а фиг. 93 и 94 показано изменение твердости по мере увеличе-111	г і выдержки при температурах закалки 820 и 840°. Общий ходНМ•1*:ц 93. Изменение твердости пом I» увеличения выдержки прим'мпературе закалки 820°:1 		<оиластинчатый (сорбитообраз-		1 перлит; 2—пластинчатый перлит;		"1НЫЙ (мелкозернистый) пер-I мелкозернистый перлит; 5 —
зернистый перлит.Фиг. 94. Изменение твердости по
мере увеличения выдержки при
температуре закалки 840°:1 — тонкопластинчатый	(сорбито¬образный) перлит; 2 — пластинчатый
перлит; 3 — точечный (мелкозернистый)
перлит; 4 — мелкозернистый перлит;
5 — зернистый перлит.*	|""ч I для различных исходных структур одинаков для обеих-			 гур. Он характеризуется тем, что для структуры мелко¬
му 1 шпчатого перлита (см. фиг. 79) через минуту после погруже-103
ния в ванну, т. е., следовательно, сразу, как только образец прогрел
ся \ твердость после закалки достигает НЯС 62—63 в первом слу¬
чае и НЯС 64—65 во втором. В течение следующей минуты нагрена
твердость после закалки достигает максимума, т. е. НЯС 65—(>(>
при закалке с 820° и НИС 66—67 при закалке с 840°. Для более
крупнопластинчатого перлита (ем. фиг. 80) наблюдается тот же
интенсивный рост твердости с некоторым смещением максимума
твердости в сторону больших выдержек. В последующем по мерс
увеличения времени нагрева твердость не только не повышается,
но даже несколько снижается.Ход кривых для образцов с глобулярным перлитом (структу¬
ры 3, 4 и 5 в табл. 18) несколько отличен от предыдущего.После завершения образования основной массы твердого рас¬
твора, которое для зернистого перлита несколько отстает от болег
дисперсных структур пластинчатого и точечного перлита, кривые
идут более полого, чем в предыдущем случае.По мере увеличения выдержки происходит дальнейшее раство¬
рение карбидов и вызванное этим повышение твердости. При этом,
как и сразу после перлитного превращения, чем крупнее карбиды
и менее дисперсна и однородна исходная структура, тем медленнее
идет этот процесс, тем ниже остается твердость в каждый данный
момент. Форма карбидов при это^ имеет большое значение.
Несмотря на высокую степень дисперсности точечного перлита,
он при- всех выдержках показывает большую устойчивость карби
дов и, следовательно, более низкую твердость, чем пластинчатый
перлит. Это хорошо выявляется при закалке с более низких темпе
ратур (800°), где имеет место более постепенный рост кривых твер
дости (фиг. 95).Влияние температуры на процесс растворения глобулярных
карбидов характеризуется кривыми твердости на фиг. 96. Процесс
растворения карбидов при более высоких температурах захваты
вает более крупные карбиды и в целом идет тем интенсивнее, чем
выше температура. Степень дисперсности исходной структуры опре
деляет концентрацию твердого раствора, получающегося после
закалки с данной температуры. Чем крупнее карбиды, тем более
обеднен твердый раствор (фиг. 97)2 и тем ниже твердость поел«1
закалки.Таким образом, в процессе насыщения твердого раствора дли
различных исходных структур имеет место существенное различие
Структуры с мелкими пластинчатыми карбидами, обладающими
способностью быстро растворяться в аустените, создают интенсни
ное насыщение твердого раствора, быстро достигающего предель
ной твердости. Глобулярные структуры переходят в раствор более
медленно, постепенно насыщая раствор, в связи с чем более плаипо1	Исследованный образец (диаметр 20x3 мм) прогревался в соляной шиши
с температурой 840° до температуры закалки в течение 1 мин, до 760° 30 егк2	Критерием служит величина удельного электрического сопротивления.104
ЗОмин.01 3 5 7 9 12 15 18 21
ВыдержкаФиг. 95. Влияние исходной структуры натвердость стали, закаленной при 800°:/ — тонкопластинчатый перлит; 2 — точечныйперлит.шФиг. 96. Влияние температуры и продол¬
жительности выдержки на твердость за¬
каленной стали с исходной структурой
зернистого перлита; температура закалки:
1 — 820°; 2 — 840°; 3 — 860°.лмм‘/мтI
?
§№
1Г780 800т°сТемпература заполниФиг. 97. Зависимость удельного электро¬
сопротивления от температуры закалки
(выдержка 15 мин):1 — мелкопластинчатый перлит; 2 — пластин¬
чатый перлит; 3 — точечный перлит; 4—мел¬
козернистый перлит; 5 — крупнозернистый
перлит.105.
возрастает его твердость. Максимум твердости достигается на тем
более ВЫСОКОМ уровне И тем быстрее, чем мельче карбиды ИСХОДНО!!
структуры.При сравнении степени насыщенности для различных исходных
структур при разных температурах (фиг. 97) выявляется, что
небольшое смещение температур для структур разной дисперсности
не уравнивает концентрации их твердого раствора. Так, например,
концентрация твердого раствора, достигаемая при нагреве стали
со структурой мелкопластинчатого перлита при 820°, может быть
достигнута при нагреве стали со структурой крупнозернистого пер¬
лита лишь при 870—875°. Наоборот, для того чтобы концентрация
аустенита при исходной структуре стали пластинчатый перлит
не превышала той, которая достигается при нагреве стали с исход¬
ной структурой зернистого перлита при 840°, необходимо, чтобы
нагрев первой не превышал 780—790°. Практически такое большое
различие в температуре нагрева различных исходных структур
не встречается, и поэтому концентрация твердого раствора при мел¬
ких дисперсных исходных структурах всегда будет более высокой,
чем у крупных, особенно глобулярных структур.То же самое относится и к выдержкам при температуре закалки.
За счет увеличения выдержки можно значительно повысить кон¬
центрацию твердого раствора и, следовательно, увеличить закали¬
ваемость стали. Однако в пределах практически применяемых вы¬
держек нельзя довести концентрацию твердого раствора у стали
с исходной структурой крупнозернистого перлита до концентрации,
получаемой при нагреве стали с исходной структурой мелкопла¬
стичного перлита, так же как практически крайне трудно прервать
процесс насыщения аустенита, если нагревается сталь со структу¬
рой мелкопластинчатого перлита на той малой концентрации, кото¬
рая получается, при нагреве стали с исходной глобулярной струк¬
турой.Структура закаленной сталиСтруктура мелкопластинчатого перлита после 1 мин нагрева
при 840° (фиг. 98, а), т. е. непосредственно после прогрева образца,
дает при закалке структуру скрытокристаллического светлотраня
щегося мартенсита. Через 4 мин с момента погружения в закалоч¬
ную среду в мартенсите обнаруживается кристалличность и даже
местами небольшая игольчатость. При несколько больших выдерж
ках структура становится грубее и получает игольчатое строение
(фиг. 98,6).Диалогичная картина наблюдается при закалке с 820°. Здесь
также закалка сразу после перлитного превращения приводи!
к образованию однородной мартенситной структуры по всему полю
шлифа, с той только разницей, что появление кристалличности
и игольчатости немного сдвигается в сторону больших выдержек
(7—8 мин).106
При исходной структуре крупнопластинчатого перлита в заэв-
тектоидной стали карбиды обычно расположены в виде сетки; это
несколько замедляет их растворение. Основная же масса струк¬
туры— перлит—ведет себя следующим образом: через 1—2 мин... 1/ л.г-на* ^ аV -''	У * V ' V;	' ** *> '•• ч . ./	>*.«;«*-ч7*з .	г л-о)б): '■Фиг. 98. Микроструктура закаленной стали с исходной структурой мелко-
пластинчатого перлита: температура нагрева 840°; Х500:
а — выдержка 1 мин; б — выдержка 7 мин.после начала нагрева пластинчатый перлит переходит в твердый
р.'ктвор и ооразует после закалки мартенсит, за исключением
мест скопления карбидов, где сохраняются темные трооститообраз-
iii.li' участки (фиг. 99). Мартен-
мм, в отличие от ранее рассмот¬
ренной структуры, производит
писчатление крупноигольчатого.Мри больших выдержках (7—I > мин) игольчатость становится
меньше и после 30 мин выдерж¬
ки увеличивается вновь. Грубая
|и ольчатость мартенсита при пер-
пых минутах нагрева связана с
Н' полным растворением карби-
'мм. создающих псевдоориенти-
I >■" • шное строение мартенсита
пчеле закалки (см. фиг. 77, б и71»,,-).1$ полом структура, полученная после закалки стали с исходной
гурой крупнопластинчатого перлита, отличается более грубым
том мартенсита и длительным сохранением карбидной сетки,
сетка была до закалки.всем другой характер образования структуры получается
н'и, отожженных перед закалкой на зернистый и крупнозер-
II перлит (см. фиг. 83 и 84).ч |.чка через 1 мин после начала нагрева, т. е. сразу после
.пцепия перлита в аустенит, дает структуру темнотравящегося
мои га, образовавшегося из обедненного твердого раствора,
| |ков гроостита с большим количеством нерастворившихся
юв. Аналогичное строение сохраняется после закалки с вы-107Фиг. 99. Микроструктура закален¬
ной с 840° стали с исходной
структурой крупнопластинчатого
перлита; выдержкамин.Х500.I' I рук
I I |нмч
1*1 IIIСоУ І і Л.'
111)1 11.1
)(П
ІфГІф
'I II Р I гп \ ч; і
« 11 *ґі11
держкой при этой температуре 2—3 мин. Структура несколько свет¬
лее травится, но еще имеет большое количество нерастворившихся
карбидов. По мере увеличения выдержки начинает выявляться
резкая неоднородность структуры, так как она различно разви¬
вается в разных элементах закаливаемого объема. Участки, сво¬
бодные от сгустков -карбидов, дают светлотравящийся мартенсит.
С увеличением выдержки они увеличиваются в размерах, и одно¬
временно строение их становится более грубым. Закалка после
выдержки 8—9 мин позволяет выявить в них кристаллическое
строение (фиг. 100,а,), а после выдержки 15—18 мин выявляетсяФиг. 100. Микроструктура закаленной с 840° стали с исходной
структурой зернистого перлита:
а —- выдержка 7 мин\ б — выдержка 15 мин; X 500игольчатость, развивающаяся по мере дальнейшего увеличения вы¬
держки (фиг. 100,6). Увеличение светлых участков мартенсита
идет параллельно с растворением прилегающих мелких карбидов
(фиг. 101). Крупные карбиды растворяются значительно медленнее
и мало изменяются в пределах 30 мин выдержки Поэтому сталь,
имеющая исходную структуру в виде неоднородного крупнозер¬
нистого перлита, даже после закалки с длительной выдержкой,
потребной для насыщения твердого раствора и получения высокой
твердости, сохраняет крупные карбиды на фоне мартенеитном
структуры.Таким образом, после закалки стали с исходной структурой
зернистый перлит в связи с неоднородным составом твердого
раствора микроанализ показывает так называемую полиэдричность,
т. е. группы светлых и темных участков (фиг. 100 и 101). Последит*
относятся к местам скопления карбидов. Только при увеличении
температуры или при длительной выдержке, когда произойдет зна¬
чительное растворение карбидов и выравнивание состава, структу¬
ра становится более однородной. Однако полученный при закалке*
такого аустенита мартенсит уже имеет игольчатое строение.Очевидно, что для получения качественной закалки необходимо
иметь возможность выравнивать состав и структуру до появлении
игольчатости, для чего карбиды исходной структуры должны 6i.ru.
мелкими и однородными по величине и распределению.Действительно, при закалке аустенита, полученного при нагреве
перлита очень тонкого строения (см. фиг. 81 и 82), ход изменения1С8
микроструктуры в связи с увеличением выдержки аналогичен опи¬
санному. Однако микроструктура быстро выравнивается и тем бы¬
стрее, чем дисперснее исходный перлит. Участки светлотравящегося
мартенсита растут, а мелкие темные участки исчезают скорее, чем
в предыдущем случае, поэтому здесь значительно легче выравни¬
вать структуру до начала появления игольчатости.При очень малой величине карбидов (точечный перлит) их рас¬
творение и насыщение твер¬
дого раствора идет интенсивно
п одновременно по всему объ¬
ему, как и при нагреве мелко-
пластинчатого перлита, с той
только разницей, что процесс
растворения карбидов в этом
случае протекает более мед¬
ленно и это дает возможность
легче регулировать время, по¬
гребное для нагрева.В то время как и при на¬
греве мелкопластинчатого пер¬
лита в течение 1—2 мин, в ос¬
новном уже заканчивался процесс образования насыщенного твер¬
дого раствора, при нагреве мелкозернистого (точечного) перлитаэтот процесс протекает значи¬
тельно медленнее, сохраняя по
всему объему мелкие глобу¬
лярные карбиды (фиг. 102),
полезные, как мы видели, с
точки зрения роста зерна.
Этим структура очень мелкого
зернистого перлита выгодно
отличается от пластинчатого,
сочетая после закалки отно¬
сительно высокую концентра¬
цию однородного твердого рас¬
твора с длительно сохраняю¬
щейся мелкозернистостью.Все это показывает, что
влияние исходной структуры
П' сводится только к количественно разно«му и неодновременному
" " мщению твердого раствора, но вносит принципиальное различие
I» формирование структуры.Ьольшее насыщение твердого раствора при нагреве дисперсных■	11’ \ ктур ведет к двум последствиям: увеличению степени тетраго¬
ні II.пости мартенсита и возрастанию количества остаточного аусте-
пиі.і (фиг. 103). Наибольшее количество остаточного аустенита111111 всех температурах закалки имеет структура пластинчатого
н обеино мелкопластинчатого перлита. Минимальное количествоФиг. 102. Распределение карбидов
|.|каленной с 840° стали с исходной
« груктурой мелкозернистого (точеч¬
ного) перлита; выдержка при за¬
калке 5—7 мин. Х500.Фиг. 101. Микроструктура закаленной
с 840° стали с исходной структурой
зернистого перлита; распределение
карбидов. Х500.103
Фиг. 103. Зависимость количества остаточ¬
ного аустеннта от температуры закалки
(выдержка 15 мин):1 — мелкопластинчатый перлит; 2—пластинчатый
перлит; 3—точечный перлит; 4—мелкозерни¬
стый перлит; 5 — крупнозернистый перлит.%Фиг. 104. Зависимость количества остаточного
аустенита от времени выдержки при закалке
с 840°:1 — мелкопластинчатый перлит; 2 — пластинчатый
перлит; 3 — точечный перлит; 4 — мелкозернистый
перлит; о — крупнозернистый перлит.
%16СэСоз:>5а
Б<о0 5S12ä	«§	ßSc	п16
11UЛкопластинчперлитатьиТоч?чньїй гиimЗері■tuen1ЫйПЄ[.лип7•о ? 4 6 а ю1520 чОоСі3::>Сэ£<3СоОЭ<§є'о<ъОї%25*М
I 18§7 6«ОS'W1210Мелкопластинперлитіаті)IUТо 41?чньIÜерлjmЗерчисппыйперлит3	6 8 10	15	20 чПродолжительность отпуска6)Фиг. 105. Кривые изменения содержания
остаточного аустенита в процессе отпуска
при 150° при разных исходных структурах:
а — сталь ШХ15; 6 — сталь ШХ15СГ.аII:|/б1«1/2
Со°7 О<с>I
I'Jieiпкоппастин
^ перлитіатьій -—ШХ15СҐі	II1У ївч'ТочЄЧНІый /іерлитнистыиnef.11_•чч.-——с.І -іМелкопластинча¬
тый. перлитТочечныйперлитперлит0 3 6 10	15 20чПродолжительность выдержкиФиг. 106. Кривые изменения содержания аустенита
в процессе отпуска при 175° сталей 111X15 и 111X15СГ
при разных исходных структурах.
остаточного аустенита получается при закалке стали, имеющей
структуру крупного глобулярного перлита. Мелкие глобулярные
структуры занимают промежуточное положение, давая тем больше
остаточного аустенита, чем дисперснее исходная структурами, сле¬
довательно, чем насыщеннее твердый раствор. То же явление имеет
место для количества остаточного аустенита е зависимости от вре¬
мени выдержки при постоянной температуре (фиг. 104).Это соотношение в количестве остаточного аустенита, получен¬
ное после закалки стали ШХ15, а также ШХ15СГ с различной
исходной структурой, сохраняется и при низкотемпературном от¬
пуске, который применяется для этой стали [67].На фиг. 105 приведены кривые изменения содержания остаточ¬
ного аустенита во время отпуска при 150° для стали ШХ15
и ШХ15СГ, на фиг. 106 — такие же кривые для обеих сталей при
отпуске 175°. Эти кривые показывают, что влияние исходной струк¬
туры, имеющее место при закалке стали, сохраняется и после от¬
пуска при 150 и 175°. Лишь отпуск при 250° и выше нивелирует
влияние разных исходных структур в отношении количества оста¬
точного аустенита, так как при этой температуре наблюдается
почти полный распад аустенита для всех исходных структур.3.	ВЛИЯНИЕ ИСХОДНОЙ СТРУКТУРЫ НА ТЕХНОЛОГИЧНОСТЬОПЕРАЦИИ ЗАКАЛКИОсуществление закалки деталей подшипников с целью получе¬
ния комплекса необходимых свойств представляет значительные
трудности. Эти трудности усложняются необходимостью иметь за¬
данные свойства однородными в больших партиях изделий массо¬
вого шарикоподшипникового производства.Выясним, какие исходные структуры допускают более широкие
колебания температуры закалки и уменьшают склонность закали¬
ваемых изделий к растрескиванию.1Область допустимых закалочных температурРассмотрим детально область допустимых закалочных темпера¬
тур, исходя из наблюдений за поведением различных исходных
состояний в процессе нагрева для закалки.Образцы, изготовленные из стали ШХ15 с различной исходной
структурой (см. табл. 18), закаливали в масле с температурой
800—890° с выдержкой 15 мин. После отпуска при 150° в течение2	ч определяли твердость, микроструктуру, характер излома и тем¬
пературу начала интенсивного роста зерна.В качестве величин, ограничивающих интервал допустимых за¬
калочных температур, были приняты следующие:По твердости: нижним пределом допустимой твердости счита¬
лась величина HRC 61. Эта твердость соответствует полной закалке№
с получением мартенситной структуры. Верхним пределом допусти¬
мой твердости была принята величина НЯС 65.По микроструктуре нижним пределом считалась температура,
обеспечивающая отсутствие в структуре троостита и грубых кар¬
бидных скоплений. Верхний предел ограничивала температура, при
которой отмечалось начало появления игольчатого мартенсита.Допустимым считался весь интервал температур, который да¬
вал структуру скрытокристаллического или мелкокристаллического
мартенсита.По излому, служащему критерием оценки действительной вели¬
чины зерна в области закалочных температур, нижним пределом
допустимой температуры считалась такая, которая не давала в из¬
ломе волокнистости, свидетельствующей о наличии некоторой вяз¬
кости в стали вследствие недогрева. Верхним пределом считалось
начало появления крупнозернистости в изломе. Приемлемыми счи¬
тались температуры закалки, после которых получался гладкий
матовый излом с бархатистым отливом, свидетельствующий о чрез¬
вычайной мелкозернистости хорошо закаленной стали.По зерну верхний предел ограничивался началом сильного
роста зерна.Из тех величин табл. 19, которые удовлетворяют одновременно
всем четырем показателям, составлена сводная диаграмма области
закалочных температур в зависимости от исходной структуры
(фиг. 107).Таблица 19Температура закалкив °СНижнийпределВерхний пределИсходная структурапотвер¬достипомикро¬струк¬турепо из¬
ломупо ве¬
личине
зернапотвер¬достипомикро¬струк¬турепо из¬
ломупо ве¬
личине
зернаГонкопластинчатый пер¬лит 	800800800<80083583584584511ластинчатый перлит (с
незначительной карбид¬ной сеткой) . . •. .800815815<800840835840840Точечный перлит800800800<800845845850870Мелкозернистый перлит
Зернистый перлит . . .
Крупнозернистый перлит—810800<800—850850870815815800—860850845—825825810<800875850840845Рассмотрение этой диаграммы показызает, что для пластинча-
п.1х структур область допустимых закалочных температур меньше,
чем для глобулярных; она резко сужается при укрупнении пластин-
читого перлита.Наибольшим интервалом допустимых закалочных температур
обладают структуры мелкозернистого перлита, сочетающие в себе
наиболее мелкое зерно аустенита с последовательным однороднымИ Ы'Я	из
насыщением твердого раствора. По мере огрубения исходной
структуры область допустимых закалочных температур заметно
'суживается вследствие недостаточной твердости и вследствие более
крупного зерна, вызывающего ухудшение излома закаленной стали.
Можно себе представить такую степень крупности карбидов исход¬
ной структуры, когда интервал допустимых закалочных темпера¬
тур сузится почти до 0°.Такая структура может быть получена при многократном разде¬
ляющем отжиге или за счет карбидной ликвации. Последний слу¬
чай часто имеет место в производстве. Вследствие карбидной
ликвации или полосчатости при закалке ни при какой температуре
не удается получить необходимую твердость в сочетании с хорошей!!§<5>°с8508^0830| 820
В*! 810в«3
<5>800•Л .-лV*;'••<*<> • „9•
0 о *« • •*0'мЛЧ•	• о *.Ов •, в*.« .-о«1о'0 О 0•	о *е'о в **•	о • • о »®'“Ло°л°• в .ЛЭ/о о 0(•» о* • О#••.0/0.0
О**.* 0 0.<Ч,■0,0 • • о
О ©.0* вр"-*о о »у»?! А. Л 1 *■о »ОвУ. * *•“о:*"««ЛА;• о***1-.»в • ,•;9?ЛСо'оХ,’/1°ей.£иФиг. 107. Диаграмма области допустимых закалочных темпера¬
тур для различных исходных структур:/_ тонкопластинчатый перлит; 2 — пластинчатый перлит; 3 — точечный
перлит; 4 — мелкозернистый перлит; 5 — зернистый перлит; 6 — крупно¬
зернистый перлит.структурой. Структура в отдельных местах грубеет раньше, чем
происходит общее насыщение твердого раствора, обеспечивающее
нужную твердость после закалки.Структура, имеющая наибольший допустимый интервал зака¬
лочных температур, обеспечивает наиболее простое и легкое осу¬
ществление операций закалки в производстве. Режим работ в этом
случае более стабилен, результаты более однородны, и дефектов
обработки (брака) значительно меньше. Всякие возможные отступ¬
ления от установленного режима не вызывают резкого понижения
качества изделия, сохраняя его на достаточно высоком уровне.114
В этом отношении наилучшей исходной структурой, перед за¬
калкой надо считать структуру однородного мелкозернистого пер¬
лита. Допустимый интервал закалочных температур для нее будет
,410—850°.Растрескивание при закалкеДля того чтобы представить себе, какая из исходных структур
наиболее благоприятна с точки зрения уменьшения склонности
к образованию трещин, опишем следующий небольшой опыт.Плоские образцы (5X40X100 мм) с угловым и квадратным
надрезами, строго идентичными по конфигурации и углам надреза,
были подвергнуты закалке при
возрастающих температурах.Заготовки для образцов были
подвергнуты предварительной § 5
обработке для получения ранее ^
описанных структур (см. табл. 18 ^ *
и фиг. 79, 81—83). Затем были *
г челаны надрезы, после чего все |
образцы были закалены с тем- ^ ?
пературы 815, 830, 845, 860 и ^880° с выдержкой 20 мин. Ох- | //иждение производилось в керо-£іУуіJjT —А»	7ГХ815Температура закалкисипе.Результаты эксперимента изу¬
чались как непосредственнопосле закалки, так И после трав- ^|1Г- Склонность стали к зака-/сг\о\ лочным трещинам при различных
н ппя в горячем растворе (60 )	исходных структурах:И) и-НОЙ СерНОЙ КИСЛОТЫ, KOTO- I — мслкопластинчатый перлит: 2 — то.рая вызывала растрескивание в чечный перлит; 3 — мелкозернистый пер-г г	лит; 4 — зернистый перлит.м.чтах концентрации напряже¬
ний. Была разработана условная шкала склонности к растрески-
пнншо, которая позволила ввести некоторую приблизительную ко¬
личественную оценку в условиях сравнительного опыта.Было условлено считать:Г> баллов — наличие сильного растрескивания после закалки;1	балла — наличие слабого (но видимого невооруженным гла-
юм) растрескивания после закалки;3	балла — наличие сильного растрескивания после травления
и юрячей серной кислоте тех образцов, на которых ранее не было
oiiii,• фужено трещин;2	балла—наличие слабого растрескивания после травления
и юрячей серной кислоте;I балл — отсутствие трещин как после закалки, так и после-
I\ иицего травления в кислоте.Результаты опыта приведены на фиг. 108. Из кривых видно,
чю наибольшей склонностью к растрескиванию, даже при сравни¬*»•	115
тельно низких температурах закалки, обладает сталь, имеющая до
закалки структуру мелкопластинчатого перлита. Минимальную
склонность к растрескиванию при этих температурах имеет сталь,
у которой до закалки была структура зернистого перлита. Это
объясняется различной концентрацией твердого раствора, насы¬
щенного углеродом и хромом в первом случае и обедненного во
втором.Мелкозернистые структуры занимают по этой же причине про¬
межуточное место.При более высоких температурах наименьшей склонностью
к растрескиванию обладают стали с мелкозернистой структурой,
в которых при этих температурах образуются минимальные по ве¬
личине аустенитные зерна. С другой стороны, склонность к растрес¬
киванию у структуры крупного глобулярного перлита, способ¬
ствующей образованию при высокой температуре крупного зерна,
резко возрастает, как только перестает влиять слабое насыщение
твердого раствора, смягчающее закалку при более низких темпе¬
ратурах.Таким образом:а)	наибольшей склонностью к растрескиванию при закалке
обладает сталь с исходной структурой мелкопластинчатого перли¬
та, дающая наиболее насыщенный твердый раствор пр<и нормаль¬
ных температурах закалки и, кроме того, сильный рост зерна при
перегреве;б)	наименьшей склонностью к растрескиванию при низких тем¬
пературах закалки обладает сталь с исходной структурой крупно¬
зернистого перлита; это сопровождается и минимальной твердостью
после закалки; данная структура резко увеличивает склонность
к растрескиванию при перегреве;в)	наименьшей склонностью к растрескиванию при перегреве,
т. е. в условиях, когда обычно в производстве образуются трещины,
обладает сталь с исходной структурой однородного мелкозерни¬
стого перлита, имеющая наиболее мелкое зерно аустенита при
средней концентрации твердого раствора.4.	ВЫБОР ИСХОДНОЙ СТРУКТУРЫ ДЛЯ ПРАКТИЧЕСКИХ ЦЕЛЕЙВыше было показано, что наибольшая прочность после закалки
получается, когда исходной структурой является однородный мел¬
козернистый перлит. Закаленная сталь в этом случае имеет высо¬
кие упругие свойства в сочетании с высокой вязкостью. В твердый,
но не хрупкий мартенсит равномерно вкраплены мельчайшие кар¬
биды, обладающие большой поверхностью и потому хорошо свя¬
занные с основной мартенситной массой.Такое сочетание лучше всего удовлетворяет требованиям, кото¬
рые предъявляются к деталям подшипников и другим ответствен¬
ным изделиям — высокой износоустойчивости и сопротивления
усталости. Эта же исходная структура дает возможность наиболееИб
легко осуществить качественную закалку в условиях производства
(широкий диапазон допустимых температур закалки, меньшая
склонность к трещинообразованию и т. д.). Поэтому для всех дета¬
лей подшипников и для других тяжелонагруженных изделий необ¬
ходимо применять сталь с исходной структурой перед закалкой
однородный мелкозернистый перлит.Существует, однако, ряд изделий, для которых условия их
«ксплуатации выдвигают на первое место некоторые специфические
фебования, подлежащие удовлетворению в первую очередь. Удов¬
летворить эти требования можно часто лишь за счет изменения
исходной структуры.Приведем некоторые примеры из практики подшипникового
н инструментального производства.1.	Тонкие ролики (диаметр 2,5 мм) должны после термиче¬
ской обработки удовлетворять следующим требованиям: а) иметь
твердость HRC 56—60; б) выдерживать, не ломаясь, изгиб
вокруг цилиндрической оправки диаметром 45 мм.Эта задача решается путем получения при закалке низкоугле¬
родистого мартенсита, обладающего некоторой пластичностью.
Наиболее рационально этого можно достигнуть, применяя сталь
с исходной структурой крупнозернистый перлит. Тогда насыщение
п$<фдого раствора идет медленно, и путем подбора соответствую¬
щей температуры его можно прервать при малой концентрации.Режим термической обработки таких роликов следующий:
а) отжиг при 800—820° с охлаждением 5°/ч и добавочной сфероиди-
зацией при 720° в течение 40—50 ч1;б)	закалка в масле при 820° с выдержкой 25 мин, отпуск 170°1	— 1,5 ч.2.	Эталонные калибры или столики измерительных приборов
в условиях длительной эксплуатации должны обладать наиболее
высокой и однородной твердостью.Все остальные свойства (прочность, вязкость и т. д.) имеют для
них второстепенное значение.Чтобы придать изделию, изготовленному из заэвтектоидной
пали, максимальную и однородную твердость, нужно получить при
шкалке твердый раствор, наиболее насыщенный углеродом с наи¬
более однородной концентрацией. Этого можно достигнуть в том
случае, если исходной структурой будет мелкопластинчатый
перлит.Применяется следующий режим термической обработки таких
изделий: а) нормализация при 880—900° с охлаждением на воз-
духе; б) закалка с 830—835° в масле; в) стабилизация размеров
(ем. главу X); г) отпуск 150° 2 ч.3.	Изделия, изготовляемые из стали ШХ15, должны выдержи-H.III, длительную нагрузку при температуре 200—220°. При этом1 Возможно также применение многократного отжига (циклический отжиг).
Применение низкотемпературного отжига создает более однородную структуру.117
они должны сохранять твердость не ниже HRC 60. Как будет по¬
казано далее, при обычной закалке стали LUX 15 нагрев ее до 220°
снижает твердость до HRC 58—59. Чтобы удовлетворить постав¬
ленному условию, нужно получить после закалки мартенсит, наи¬
более устойчивый против отпуска. Таким является мартенсит, со¬
держащий в растворе максимальное количество углерода и хрома.
Как и в предыдущем случае, следовало бы прибегнуть к норма¬
лизации, однако здесь этого будет недостаточно.Дело в том, что изделия, даже сложной формы, кроме некоторой
теплоустойчивости, т. е. высокой концентрации твердого раствора,
должны быть высокопрочными и не растрескиваться при закалке.
Для удовлетворения обоих требований вместо стали со структурой
пластинчатого перлита должна применяться сталь со структурой
мелкодисперсного зернистого (точечного) перлита. Такая структура
перед закалкой может быть получена следующей обработкой:а)	нормализация при температуре 880—900° с охлаждением
на воздухе; б) отжиг при 770—780° с охлаждением 120—150°/у.
Твердость после такой обработки НВ 220—225.Если изготовляются небольшие серии изделий, целесообразно
провести эти операции до механической обработки. В этом случае
при ускоренном отжиге нужно применять несколько меньшую ско¬
рость охлаждения (60—80°/ч). Полученные таким путем заготовки
с твердостью НВ 210—215 могут быть обработаны на универсаль¬
ных или многорезцовых токарных станках. При такой последова¬
тельности обработки можно избегнуть последствий обезуглерожи¬
вания при двукратном нагреве и несколько уменьшить склонность
к трещинообразованию при закалке. После закалки с 840—845° и
отпуска при 220° может быть получена твердость HRC 60—61.4.	Ролики, изготовленные из отожженной калиброванной стали,
часто имеют структуру сильно дифференцированного перлита
(вследствие многократного отжига) или карбидную полосчатость.
Обеспечить получение в таких роликах хорошей структуры (скры¬
токристаллический мартенсит) после закалки невозможно, так как
в местах, обедненных карбидами, появляется игольчатость раньше,
чем произойдет необходимое насыщение твердого раствора.
В этом случае нужно применять нормализацию при 880—900° или
нормализацию и ускоренный отжиг, чтобы получить однородную
дисперсную структуру пластинчатого или зернистого перлита.Все операции по исправлению исходной структуры нужно про¬
изводить в нейтральной атмосфере, чтобы не увеличивать припуски
на шлифование из-за возможного обезуглероживания и исключить
возможность появления поверхностных трещин при закалке.
ГЛАВА VIIМЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИМеханические свойства закаленной стали характеризуют кон¬
струкционную прочность и эксплуатационную стойкость готовых
изделий и, в частности, подшипников.Механические свойства закаленной стали необходимо рассма¬
тривать прежде всего во взаимосвязи с режимом термической об¬
работки. Однако имеется ряд факторов, влияние которых также
подлежит рассмотрению (исходная микроструктура, макрострое-
нпе, легирующие примеси и т. д.).1.	ПРОЧНОСТЬ ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИПрочность закаленной стали определяется качеством термиче¬
ской обработки. Поэтому далее будут подробно рассмотрены проч¬
ностные свойства стали в связи с предшествующей термической
обработкой. В то же время прочность закаленной стали в готовых
н Iделиях может изменяться в широких пределах в зависимости от
характера напряженного состояния.Характеристика напряженного состояния вполне удовлетвори-
нмп.ио определяется отношением максимальных касательных на¬
пряжений к максимальным растягивающим нормальным натгря-тглах	„жепиям 	 и хорошо иллюстрируется диаграммой механиче-алшах«•кого состояния Я. Б. Фридмана (фиг. 109) [28].В случае мягкого способа нагружения (испытание
на твердость вдавливанием, испытание на сжатие образцов с вы-
ючкой и т. д.) максимальные касательные напряжения тгаах зна¬
чительно больше максимальных нормальных напряжений.Мри мягком нагружении максимальные касательные напряже¬
ния раньше достигнут предела прочности при срезе хср > чем нор¬
мальные напряжения достигнут сопротивления отрыву 5от. Про-
и» ходит вязкое разрушение путем среза. Наоборот, при
жестком способе нагружения, когда превалируют нор-
мильные напряжения, максимальные нормальные напряжения мо-11Э
гут раньше достигнуть Зот, чем ттах достигнут значения предела
текучести От и тем более Хер, и разрушение произойдет хрупко,
путем отрыва.В пределах этих двух возможных случаев наблюдается огром¬
ное ЧИСЛО различных соотношений между Тшах И °птах, которыеимеют место в нагруженных изделиях. Наложение добавочных
нормальных растягивающих напряжений увеличивает жесткость
напряженного состояния и ведет к уменьшению пластичности ста¬
ли. Наоборот, наложение добавочных нормальных сжимающих
касательных напряжений делает напряжённое состояние болеемягким и увеличивает харак¬
теристики пластичности. В
частности, при растяжении от-тах	п гношение —	равно 0,о, приятахкручении 0,8, при осевом
сжатии 2 и при сжатии образ¬
цов со сферической выточ¬
кой 3.При суждении о прочно¬
сти готового изделия следует
анализировать те механиче¬
ские свойства, при определе¬
нии которых напряженное со¬
стояние в образце наиболее
Максимальные растягивающие приближается к виду напря-
нормальные напряжениябПтах женного состояния в изделии.Фиг. 109. Диаграмма механического со- Применительно к деталям
стояния металла по Я- Б. Фридману. ПОДШИПНИКОВ, у которых в зо¬
не контакта колец и шаров
(роликов) имеет место всестороннее неравномерное сжатие,.ха¬
рактер напряженного состояния определяется соотношением осе¬
вого и бокового давлений. Именно от этого соотношения часто за¬
висят прочность закаленной стали подшипников, которая в связи
с этим обладает большим или меньшим запасом вязкости. Учиты¬
вая, что конструкции подшипников очень разнообразны и что,
кроме внешней нагрузки, подшипники испытывают добавочные
напряжения от посадки на вал и др., можно предполагать, что на¬
пряженное состояние в деталях (кольцах) подшипника видоизме¬
няется в широких пределах.В связи с этим ниже будут приведены результаты испытания
механических свойств при разных видах напряженного состояния.
Будет описано влияние на механические свойства ряда факторов,
изменяющих микро- и макростроение стали. В последнем случае
будет более подробно описано влияние анизотропии стали на
прочность и контактную выносливость, что, как выяснилось в по¬
следние годы [104], имеет большое значение.О)»«»О*££«3^ср^ О)2*
£ О:5: «з
55 г
<о135:ГПредел Прочности,
при срезе ХсрПредел ^текучести бТ/•Ая!г111120
Наиболее важной характеристикой прочности закаленной ша¬
рикоподшипниковой стали, непосредственно определяющей рабо-11	»способность подшипников, является предел упругости. Предел
упругости при сжатии должен быть столь высоким, чтобы возни¬
кающие в зоне контакта напряжения не превышали его В против¬
ном случае в процессе работы беговые дорожки подшипников под¬
вергаются значительной пластической деформации. При этом по¬
верхностные слои наклепываются, теряют вязкость и начинают
разрушаться. Кроме того, важные геометрические параметры (ра¬
диальный зазор и др.) нарушаются, что ведет к быстрому разру¬
шению подшипника.Предел упругости при растяжении, по данным Н. Давиденкова
и Е. Шевандина, для закаленной стали ШХ15 составляет: при до¬
пуске (остаточной деформации) 0,005% Оо,оо5 = ИЗ кГ]мм2 и при
допуске 0,03% ао,оз=156 кГ/мм2-, для стали ШХ9 104 и 147 кГ/мм2.
соответственно. Модуль нормальной упругости для стали ШХ15*
111X9 и ШХ6 примерно одинаков и составляет 21 000—22000 кГ/'мм2.Предел прочности закаленной шарикоподшипниковой стали
при испытании на растяжение определялся И. Н. Кудрявцевым
|:«)|. При комнатной температуре предел прочности составил
'-'(»О кГ/мм2. Предел прочности при изгибе, по данным И. М. Са-
хопько, составляет в зависимости от условий испытания 280—
аг.о кГ/мм2 для стали ШХ15 и 270—290 кГ/мм2 для стали ШХ9.При разной твердости предел прочности закаленной стали при
изгибе Он колеблется в пределах 1, указанных в табл. 20.Таблица 20Твердость ИКССталь ШХ9Сталь ШХ 15Сталь ШХ15СГПредел прочности аи в кГ/ммг58,5—59260—280320—330320—33060,5—61230—250270—285290—30062,5—63200—220250—260270—280Па фиг. 110 приведены результаты испытания на изгиб стали
1ПХ15СГ в зависимости от твердости. Образцы были вырезаны
и I копаных прутков диаметром 20 мм. Твердость изменялась пу-
|гм варьирования температуры отпуска.Кривая, приведенная на фиг. 110, показывает, что при некото-
|и• Г| твердости предел прочности при изгибе имеет максимальное
нмчеиие. Следует, однако, отметить, что при других условиях ис-111,1	гапия оптимум твердости может измениться, смещаясь при бо¬
не жестких условиях нагружения (например, при испытание
надрезанных образцов или при низкой температуре) в сторону
мгпыппх твердостей.Важное влияние на прочность при изгибе оказывает также ре¬
жим «акалки и другие факторы, определяющие концентрациюI	игр-кич) раствора закаленной стали.1 Образец 10х Ю мм; расстояние между опорами 40 мм.121
На фиг. Ill приведены результаты испытания на статический
изгиб образцов, из стали ШХ15(Х), имеющих различную исход¬
ную структуру и закаленных при разных температурах. Размер
образцов: диаметр 7 мм, длина 60 мм; расстояние между опорами45 мм. Выдержка образ¬
цов при закалке 15 мин,
отпуск при 150° в тече¬
ние 2 ч.Почти все исходные
структуры (за исключе¬
нием однородного зерни¬
стого перлита) приводят
к понижению сопротив¬
ления изгибу при росте
температуры закалки в
интервале 815—860°. Наи¬
большее сопротивление изгибу выявлено при закалке стали с ис¬
ходной структурой мелкозернистого перлита. При этом сопротив¬
ление изгибу с ростом температуры закалки плавно падает. Закал¬
ка стали с исходной структурой пластинчатого перлита дает£Cj!|Сі -33 300
? =»с»Qj45 260		 по РокбеллуФиг. 110. Зависимость предела прочности
стали ШХ15СГ при изгибе от твердости.т33сч>£со| 300ъ<ъ
£Температура закалкисоIItФиг. 111. Влияние исходной структуры сталиШХ15(Х) на предел прочности при изгибе:/ — мелкопластинчатый перлит; 2 — пластинчатый пер¬
лит; 3 — точечный перлит; 4 — мелкозернистый перлит;5 — зернистый перлит.меньшее сопротивление изгибу и более интенсивное падение его
при росте температуры закалки выше 830°. Закалка стали с исход¬
ной структурой крупного пластинчатого перлита, сопровождаем л и
более грубой структурой после закалки, создает минимальную
прочность. Закалка стали с исходной структурой зернистого пер
лита в пределах данного интервала температур дает некоторый
максимум прочности; при низких температурах закалки прочное«I.
122
пониженнаяОб200150100'XЛ*2*£
У >\>4ч /
ЛчN' \7		хг^4--4:—19ХС:ммi’1-Iое мала, что объясняется теми же причинами, что и
твердость.Изменения стрелы прогиба в общем отражают тот же ход
кривых, что и изменения сопротивления изгибу.Сравнение сопротивления изгибу и стрелы прогиба при одина¬
ковых твердостях показывает, что наилучшег сочетание прочности
и вязкости с высокой твердостью получается после закалки стали
с исходной структурой мелкозерни¬
стого перлита..На фиг. 112 приведены, по дан¬
ным Ю. А. Геллера [31] сопротив¬
ление изгибу и стрела прогиба для
нискольких хромоуглеродистых ста-
лгп в более широком интервале
н'мператур закалки (отпуск 150°,
исходная структура зернистый пер-
|и г). Наблюдающееся до некото¬
рого предела температур закалки
повышение прочности вследствие
повышения лсгированности твердо¬
го раствора сменяется снижением
прочности из-за роста зерна. Эти
кривые дают возможность выбрать
правильную температуру при на-
I реве для закалки.11е менее важное значение для
прочности закаленной стали имеет
«■с макроструктура. Рассмотрим, з
•к и- г пости, влияние одной из важ¬
нейших составляющих макроструктуры — направления волокон на
прочность при изгибе.Влияние направления волокон на сопротивление изгибу зака¬
ленной стали ШХ15 бы¬
ло изучено А. С. Шейном
[104]. Автором были ис¬
пытаны образцы (4Х
X20X60 мм), имеющие
разное расположение во¬
локон по отношению к
действующим напряже¬
ниям: направление воло-
мн1 совпадает с направлением максимальных растягивающих на-
п|м|/К1Ч1И11 (фиг. 113, а); волокна перпендикулярны направлению
мим пмальных растягивающих напряжений и находятся в одной
плоскости с ними (фиг. 113,6); волокна перпендикулярны направ-		о максимальных растягивающих напряжений, но лежат вИ» IИ1«• 11 шкулярной к ним плоскости (фиг. 113,«). Результаты ис-
Мыипш! приведены в табл. 21.123825 8U0 855 870
Температура закалкиФиг. 112. Изменение прочности
сталей X, ХГ, 9ХС в зависи¬
мости от температуры за¬
калки. .М0<09•1*ш. 113. Ориентация волокон на поверх¬
ности образцов.
Таблица 21Направление волокнаПредел прочности при изгибе аы в кГ/мм'1По фи Р. 113, а211,9» » 113, б152,7» » 113, в120,2Предал прочности при изгибе в трех рассмотренных случаях
резко различен, чему способствует также значительная карбидная
неоднородность испытуемой стали. При направлении волокон,
перпендикулярном к направлению максимальных растягивающих
напряжений, предел прочности почти в 2 раза меньше, чем в наи¬
более благоприятном случае, когда направление волокон совпа¬
дает с направлением максимальных растягивающих напряжений.2.	УДАРНАЯ ВЯЗКОСТЬУдарная вязкость твердой подшипниковой и аналогичной ей
инструментальной стали зависит прежде всего от характера на¬
пряженного состояния при нагружении. В зависимости от этого
сталь разрушается хрупко или вязко. В частности, надрез на об¬
разцах приводит к тому, что разрушение становится хрупким уже
при комнатной температуре. Поэтому величины ударной вязкости
при комнатной температуре резко различны для образцов с над¬
резом и без надреза.В табл. 22 приведены величины относительной ударной вязко¬
сти закаленной стали ШХ15 для образцов с надрезом и без над¬
реза.Таблица 22Твердость НДСУдарная вязкостьстали ШХ15 ан в к Г м/см2Образец без надрезаОбразец с надрезом типа Менажо58,5—593,5—4,00,5—0,760,5—612,5—3,00,7—0,962,5—632,0—2,50,3—0,5Относительная ударная вязкость сталей ШХ15 и ШХ15СГ
(твердость	60,5—61) при разных температурах испытания(образцы без надреза) приведена ка фиг. 114.На фиг. 115 приведены результаты испытания на удар надро
занных образцов из стали ШХ15, закаленной при различных тем¬
пературах и имевших до закалки различную исходную структуру,
Образцы отпущены при 150°; выдержка 2 ч.Как видно из кривых ударная вязкость понижается с возрас»
танием температуры закалки, за исключением очень небольшого
подъема при высоких температурах закалки сталей с исходной
мелкозернистой структурой. Количественные значения ударной
вязкости зависят от исходных структур.124
Большая степень насыщения твердого раствора и связанное с
чтим увеличение количества остаточного аустенита могут замед¬
лить падение ударной вязкости и даже дать небольшой прирост
гс при условии, если одновременно не происходит интенсивный
рост зерен. Это как раз
имеет место в случае, ес- к[М1СМг
ли исходная структура
стали представляет со¬
бой мелкозернистый пер¬
лит.Сравнение ударной
ничкости при различных
исходных структурах у
»•талей, закаленных с
одинаковых температур,
будет неполным, так как
различным исходным
структурам соответству¬
ют различные оптималь¬
ные температуры закалки, поэтому целесообразно сравнить удар¬
ную вязкость при одинаковой твердости, полученной закалкой соптимальной для этой твердости
«г н/мм*	температуры. Пунктирные ли¬нии, соединяющие на кривых 1,2,	3, 4 и 5 (фиг. 115) точки оди¬
наковой твердости, показывают,
что при исходных зернистых
структурах ударная вязкость вы--'30 0 *20	*80	*150 ЧТемпература испытания.Фиг. 114. Зависимость ударной вязкости
сталей ШХ15 (кривая /) и ШХ15СГ (кри¬
вая 2) от температуры испытания.ГК* 0,6У 0,5. О*
X цз'V- ч?
0.1	1и—N. NнмV-в1НРС-62^2Ш-Л<; ^Г<1Ч\.'ч\!	«■>МС-63ше, чем при исходной структуре
пластинчатого перлита. Внутри
группы зернистых структур это
различие незначительно, особен¬
но при более высокой твердости.Эти результаты относятся
только к низким температурам
отпуска, когда аустенит еще со¬
да в/5 820 взо 840 мТ 860°С храняется в отпущенной стали.
Температура закати	При повышении температуры от-•1'П1 115. График влияния исходной	пуска, как было показано. Номуры на ударную вязкость за-	Н. Т. Гудцовым и О. Кузьминойкаленной стали:	[46]^ а также Д_ СадовскимI мглкопластинчатый перлит; 2 — то- и тэ										,,•I тыл перлит; 3—мелкозернистый пер-	И Г1. а. ВЬЯЛЬ, ударная ВЯЗКОСТЬин. /-зернистый перлит; 5 - крупно- СТалИ ШХ15 рСЗКО ПЭДаеТ В ИН-
зернистый перлит.	1	^тервале температур распада ос-
иио'июго аустенита (220 -250°).И Д. Садовский и Н. В. Вьяль определяли вязкости стали ие¬
ны I пии'м на ударное скручивание, которое наиболее полно выяв¬
им! даже небольшую степень повышения хрупкости твердых ин-‘125
струментальных сталей. Па фиг. 116 показано изменение ударной
вязкости стали ШХ15 с ростом температуры отпуска Несмотря на
существенное снижение твердости, ударная вязкость при темпера¬
турах отпуска около 200° начинает резко падать, достигая мини¬
мума при 240—250°.Такое изменение ударной вязкости сохраняется для закаленной
стали при всех исходных структурах.Проведенное вышеуказанными авторами сравнительное иссле¬
дование ударной вязкости стали ШХ15, раскисленной алюминием,
показало (фиг. 117) примерно такой же характер изменения удар¬
ной вязкости при разных исходных структурах, которое было при¬
ведено на фиг. 115. Наибольшую г%м
ударную вязкость при темпера-
туре отпуска 150° дает закален-а«<1,5ВС!V<п4:3 1,0
§*§^ 0,5Температура отпускаФиг. 116. График влияния тем¬
пературы отпуска на ударную
вязкость стали ШХ15; закалка
830° в масле, отпуск 3 ч.Температура отпускаФиг. 117. График влияния тем¬
пературы отпуска на ударную
вязкость стали ШХ15 с разной
исходной структурой:/ — мелкозернистый перлит; 2 — мел¬
копластинчатый перлит; 3 — крупно¬
зернистый перлит.ная сталь, которая имела исходную структуру мелкозернистого
перлита. Эта структура дает более широкий интервал температур
отпуска с относительно высокой вязкостью. Наименьшей ударной
вязкостью сопровождается закалка стали, которая имела исход¬
ную структуру грубозернистого перлита. Если исходная структура
стали была мелкопластинчатый перлит, то отпуск при 150° после
закалки дает также низкое значение ударной вязкости, но оно уве¬
личивается при 175—200°. При всех исходных структурах, как и »
предыдущем случае, при температуре отпуска около 250° наблю¬
дается минимальная ударная вязкость.До настоящего времени нельзя считать точно установленной
причину снижения вязкости при отпуске в интервале 200—250°.
Отпуск в этом интервале вызывает одновременно два сопутству-126
и)|цих явления: распад аустенита и коагуляцию карбидов в мар¬
тенсите. Последние, выделяясь из мартенсита и сосредотачиваясь
на границах зерен и, возможно, на определенных кристаллографи¬
ческих плоскостях, снижают ударную вязкость стали. В то же
время влияние распада аустенита на вязкость характеризуется до¬
вольно точным совпадением интервалов температур распада аусте-
ннта и падения вязкости. Следует при этом отметить, что если
сталь после закалки подвергнуть обработке холодом, т. е. почти
полностью разложить остаточный аустенит, падение ударной вяз¬
кости в зоне температур отпуска 200—250° сохраняется, что по-
шоляет считать более приемлемой карбидную теорию отпускной
хрупкости в этом интервале.Кроме того, при обработке холодом наблюдается общее сни¬
жение ударной вязкости во всем интервале температур отпуска
100—300°.3.	ИЗНОСОУСТОЙЧИВОСТЬИзнос поверхности под влиянием длительного воздействия сил
I рения является одним из факторов разрушения изделий в процес¬
се эксплуатации. В частности, детали подшипников качения испы-
п.| на ют воздействия сил трения первого и второго рода, и их вли¬
яние является одной из важнейших причин, вызывающих разру¬
шение подшипника.Однако лишь в малонагруженных подшипниках, где контакт¬
ные напряжения малы (меньше предела усталости), износ являет-<	я непосредственной причиной выхода подшипников из строя. В тя-
/н лонагруженных подшипниках износ может служить причиной
выхода подшипника из строя, если на трущиеся поверхности по-
плдает абразивная пыль.Вредное влияние износа в большей части сказывается вслед-
I мше того, что при одновременном воздействии сил трения и пе¬
ременных контактных напряжений разрушение поверхности от
Iрения приводит к резкому снижению усталостной прочности ме-1	алла.Поскольку в подшипниках качения постоянно сосуществу-
Ю1 группе от проскальзывания деталей и контактные переменные
ншрузки, износоустойчивость стали является важным фактором,
определяющим долговечность подшипников.11	шосоустойчивость, как и другие свойства, также зависит от
\ < л они и испытания. Износ трущейся пары зависит прежде всего
«и гвердости закаленной стали, и, в частности, от соотношения
ни-рдосгей трущейся пары. Замечено, что износ образца, имеющего
терчоеть, меньшую на две-три единицы, чем спаренный с ним,
р| и\о увеличен. Наоборот, износ более твердого, образца, труще-
цм ч о мягкий, резко уменьшен в сравнении с ним. Суммар¬
ным и(нос обоих образцов в этом случае оказывается увели¬
чишь! м.
В табл. 23 приведены испытания на износ стали ШХ15 и
ШХ15СГ при качении ролика по ролику без смазки, с проскаль¬
зыванием до 10% и относительным поперечным перемещением
0,5 мм; удельное давление 65 кГ/мм2. В табл. 23 указаны величи¬
ны относительного износагде И7 — потеря в весе обоих роликов в мг;Т7— площадка контакта роликов в мм2;5 — пройденный путь в м.		Таблица 23Твердость HRCОтносительный износ h в мг/мм-мСталь ШХ15Сталь ШХ15СГ58,5—590,02670,027060,5—610,02410,026062,5-630,02390,0254Как видно из таблицы, с понижением твердости до НЯС 60,5
износоустойчивость уменьшается (износ возрастает), но незначи¬
тельно. При понижении твердости ниже НР^С 60,5 износоустойчи¬
вость заметно падает.Фиг. 118. График износоустой¬
чивости закаленной стали
ШХ15 (X) с различной исход¬
ной структурой и с различ¬
ной твердостью:/ — твердость HRC 61—62; 2 — твер¬
дость	HRC 63; 3 — твердость
HRC 63-64.Износоустойчивость закаленной стали в очень сильной степени
зависит от ее структуры и, следовательно, от факторов, которые
ее определяют.Ниже приводятся результаты определения износоустойчивости
закаленных и отпущенных (150°, выдержка 2 ч) образцов с различ¬
ной исходной структурой.Износоустойчивость, как и прежде, определялась на машине
Амслера при трении качения с 0,2% скольжения и боковым перм
мещением образцов (±4 мм). Нагрузка 200 кГ, что соответствони
ло удельному давлению 100 кГ/мм2.Образцы испытывались всухую, без смазки, после притирки
при 10 000 оборотов.На фиг. 118 приведены результаты испытания. По оси абсцисоТочечный Мемзерн Зернист
перлит перлит перлитИсходная структура128
размещены исходные структуры, а по оси ординат—потеря в ве¬
се в миллиграммах обоих образцов после 60 ООО оборотов.Результаты испытания образцов выявляют четкую зависимость
в износоустойчивости испытуемой стали в функции исходной
структуры. С увеличением твердости возрастает сопротивление
износу закаленной стали для всех типов структур. В том интерва¬
ле температур закалки (815—845°), в котором твердость однознач¬
но следует за структурными изменениями, максимальной износо¬
устойчивостью после закалки обладает сталь с исходной структу¬
рой однородного мелкозернистого перлита (кривые / и 2 на фиг.
118). Это как раз та исходная структура, которая, как было по¬
казано, дает после закалки максимальную вязкость при высокой
твердости.Кроме того, как следует из самого названия этой структуры,
она имеет наиболее мелкие и однородные по величине и по распре¬
делению карбиды, что обеспечивает им наиболее полное сцепление
с основной массой твердого раствора (мартенсита). Такое со¬
четание дает наибольшую износоустойчивость закаленной
стали.Эта закономерность сохраняет силу до тех пор, пока в связи
с ростом температуры закалки почти те же твердости будут ха¬
рактеризовать другое структурное состояние (фиг. 118, кривая 3).
В частности, при закалке с 860° различие в изноустойчивости раз¬
личных исходных структур заметно сгладилось и наибольшей из¬
носоустойчивостью стала обладать структура мелкопластинчатого
перлита, которая, как известно, дает после закалки более высокую
концентрацию твердого раствора и наибольшее количество оста¬
точного аустенита. Такую же тенденцию выявляет и кривая 2, соот¬
ветствующая температуре закалки 845°.Следует, однако, отметить, что этот эффект может быть ослаб¬
лен другими структурными факторами. Так, например, при исход¬
ной структуре крупнопластинчатого перлита, позволяющей в за¬
каленной стали получить столь же большую концентрацию твер¬
дого раствора и соответственно большое количество остаточного
аустенита, получается меньшая износоустойчивость. Это объясня¬
ется менее благоприятным распределением кар-бидов и большей
крупнозернистостыо и напряженностью основной части структу¬
ры — мартенсита.В зернистых структурах значительное увеличение степени
ефероидизации карбидов также понижает износоупорность в зака¬
ленном состоянии. Это особенно заметно при переходе к структуре
неоднородного крупнозернистого перлита.На фиг. 119 показана зависимость износоустойчивости стали с
0,1)9% С и 0,55% Сг (ШХ6) от температуры закалки при разной
предварительной обработке, по данным Н. А. Минкевича,II	В. Паи-сова и Ю. А. Геллера [29]. Износ определен по методу
(..тина— Шкода. Образны подвергались в одном случае отжигуи.I зернистый перлит, а в другом случае — нормализации с 900°,U !i'J7	129
приводящей к получению структуры мелкопластинчатого перлита.
Все образцы были закалены в соленой воде.Как видно из фиг. 119, для нормали¬
зованных образцов существует неболь¬
шой интервал температур, при которых
они имеют преимущество перед образца¬
ми, отожженными на зернистый перлит.
Это преимущество объясняется здесь
большей твердостью, которая получается
при закалке нормализованной стали.Сравнительное исследование износо¬
устойчивости нескольких марок хромис¬
тых сталей при разных температурах от¬
пуска проведено И. М. Сахонько. Резуль¬
таты этих исследований приведены в
табл. 24.Приведенные данные показывают,
что при отпуске на 250°, т. е. на темпера¬
туру интенсивного распада аустенита и
коагуляции карбидов, износ для всех ис¬
следуемых марок получился минималь¬
ным. Наименьший износ при всех темпе¬
ратурах отпуска имеет сталь марки
ШХ15СГ.Таблица 24Температура отпуска в °САбсолютный износ стали в гна 10 000 м путиШХ159ХСШХ15СГ1500,2700,2300,2202000,2720,2700,2142500,2230,1720,1643000,2360,3200,1743500.2700,3600,275II р и м е ч а н и е: Испытание производилось при сухом трениикачения. Напряжениена контактной поверхности сферического образца диаметром 36 ммбыло 75 кГ/мм2. Числооборотов 200 в минуту.4. СОПРОТИВЛЯЕМОСТЬ ДЛИТЕЛЬНЫМ ПЕРЕМЕННЫМ НАГРУЗКАМБольшинство деталей машин и инструментов испытывает дли¬
тельные нагрузки, переменные по знаку и по величине. В подшип¬
никах качения беговые дорожки колец, шарики, ролики испытыва¬
ют нагрузки, величина которых непрерывно меняется от нуля до
некоторого значительного по абсолютной величине максимума. По¬
этому большинство подшипников разрушается от усталости по¬
верхностных, наиболее нагруженных слоев металла. В тяжелона-
груженных подшипниках при высоких контактных напряжениях
усталость металла является главной причиной выхода подшипни¬
ков из строя.130ннсТемпература занапииФиг. 119. График изно¬
са стали ШХ6 в зави¬
симости от предвари¬
тельной обработки:I — отжиг и закалка; 2—
нормализация с 900° и за¬
калка.
Сопротивляемость усталости подшипниковой стали в первом
приближении можно определить обычным испытанием стали под
действием длительных переменных нагрузок.Из работ, непосредственно посвященных хромоуглеродистым
сталям, следует отметить работы И. Н. Кудрявцева [30]. Н. А. Мин-
кевича, И. В. Паисова и Ю. А. Геллера [29], а также описанное
выше исследование М. Муццоли [15], изучивших влияние предва¬
рительной обработки на сопротивление усталости.На фиг. 120 показаны графики изменения предела усталости с
изменением температуры закалки стали ШХ15 при испытании из¬
гибом с вращением до 106 циклов. На
фигуре отмечается узкий интервал тем¬
ператур закалки для нормализованных
образцов и немного более широкий для
образцов, отожженных на зернистый
перлит, при которых предел усталости
максимальный. Как будет показано да¬
лее, этот интервал отвечает тем струк¬
турным состояниям, которые обеспечи¬
вают сочетание максимальной прочности
(твердости) при возможно большей вяз¬
кости. Такой структурой является скры¬
токристаллический мартенсит с мелкими
однородно распределенными карбида¬
ми. Эта структура при разных исход¬
ных состояниях получается закалкой
е разных температур (835° для зернисто-
ю перлита, 820° для пластинчатого пер-
.■III та), которые (см. фиг. 107) и являются
он і пмальными.IIредел усталости закаленной под¬
шипниковой стали зависит от уровня е
івердости. При данной твердости предел усталости очень чувстви-
іелсп ко всяким изменениям макро- и микроструктуры стали.
И частности, как было показано, концентрация твердого раствора,
величина зерна, содержание остаточного аустенита определяются
в шачительной степени исходной структурой закаленной подшип¬
никовой стали. Испытания образцов, имеющих четыре различные
исходные структуры (см. 1, 3, 5 и 6, табл. 18), после закалки в мас-
.4с и отпуска при 150° показали следующее. Максимальные значе¬
нии сопротивления усталости дает сталь, имевшая исходную струк-
IV|>у зернистого перлита, более низкие значения — стали, имевшие
исходные структуры мелкого, точечного перлита, и еще несколько
ґіолсс низкую сопротивляемость усталости — сталь, имевшая ис¬
ходную структуру мелкопластинчатого перлита. Исключение со-
| і .-пишет высокая температура закалки, когда при исходной сгрук-
I\ |■ е мелкопластинчатого перлита получается значительный рост•	о 111 > < > і нвляемости усталости.и"	131нясФиг. 120. График пре¬
дела усталости стали в
зивисимости от предва¬
рительной обработки:/ — нормализация и закал¬
ка; 2 — отжиг и закалка.
Сопротивляемость усталости при определенной исходной
структуре возрастает по мере увеличения твердости. Для различ¬
ных исходных структур повышение твердости приводит к росту
сопротивления усталости только при наличии некоторой пластич¬
ности.Недостаточная твердость при значительной пластичности (ис¬
ходная структура неоднородный зернистый перлит) и значитель¬
ная твердость при малой пластичности (исходная структура мел¬
копластинчатый перлит) дают в обоих случаях пониженную со¬
противляемость усталости. Только при большой вязкости, т. е. при
сочетании высокой твердости с некоторой пластичностью, сопро¬
тивление усталости значительно возрастает. Возрастание вязкости
при высоких температурах нагрева под закалку за счет увеличе¬
ния количества остаточного аустенита также дает увеличение со¬
противления' усталости.В этом смысле можно провести аналогию между испытанием
на износ и на усталость. Наилучнгие результаты при испытании на
износ получались при повышении твердости, если эта твердость
сопровождалась некоторой пластичностью, что наблюдалось у ста¬
ли с исходной структурой мелкозернистого перлита. Рост темпера¬
туры закалки увеличивал износоустойчивость за счет значитель¬
ного количества остаточного аустенита и в том случае, когда ис¬
ходной структурой стали был мелкопластинчатый перлит. Как при
испытании на износ, сопротивление переменным нагрузкам резко
падает при переходе от структуры однородного зернистого перли¬
та к структуре крупного неоднородного зернистого перлита.Наличие твердой и вязкой испытуемой массы в том или другом
случае является тормозом развития начальных очагов разруше¬
ния. В то же время наличие только высокой твердости, сопровож¬
даемой некоторой хрупкостью, не предохраняет от разрушения
как от усталости, так и от износа.Это можно проиллюстрировать кривой зависимости предела
усталости стали ШХ15СГ от твердости, приведенной на фиг. 121.Как и при других видах испытаний, предел усталости имеет
максимум, который в данном случае лежит при твердости Н1?С 62.
С дальнейшим повышением твердости предел усталости начинает
снижаться. Такая же зависимость получена для стали ШХ15, с оп¬
тимумом, лежащим при несколько меньшей твердости [Н1^С 61 —
61,5).Поскольку предел усталости характеризует то необходимое со¬
четание высокой твердости с запасом вязкости, которое опреде¬
ляет способность металла сопротивляться длительным переменным
нагрузкам, он является важнейшей характеристикой прочности
закаленной подшипниковой стали. Многочисленные наблюдении
показали, что изменения предела усталости с изменением ряда
факторов (твердости, структуры и т. д.) идут почти параллельно
с изменением контактной выносливости стали. В то же время
определение предела усталости при обычных испытаниях можеГ132
быть сделано значительно точнее, чем непосредственное опреде¬
ление контактной выносливости, которое зависит от ряда побочных
факторов (настройки испытательных машин, твердости дисков, ка¬
чества смазки и т. д.) и сопровождается большим разбросом ре¬
зультатов испытаний.В связи с этим представляет интерес выяснить, как влияет на
предел усталости, а вместе с ним, следовательно, на контактную
выносливость ряд важных факторов, сопутствующих производству
подшипников.Ниже описано влияние на предел усталости плотности стали,
определяемой качеством исходного слитка и последующей обра¬
ботки давлением. По¬
казано, что именно
этот фактор является
важнейшим среди дру¬
гих факторов, влияю¬
щих на усталостную \
прочность.Была взята сталь
111X15СГ разных пла¬
вок. После прокатки
па квадратные штанги
с размером сечения
120Х120лш сталь име¬
ли различную цент¬
ральную пористость, характеристика которой приведена в табл. 25,
||>афа 2.Таблица 25■лонный номер
образцаСредний балл1 по
центральной по¬
ристости в штан¬
гах 0120 ммПредел усталости
образцов, выре¬
занных из штанг
0120 мм, в кГ/мм-Средний балл1 по
центральной по¬
ристости в прут¬
ках 020 ммПредел усталости
образцов, выре¬
занных из прутков
020 мм, в кІ'/мм21234510,7571,50,571,021,1270,50,571,031Д765,00,567,041,6668,00,567,052,3362,50,560,562,5064,00,568,073,3748,00,572,083,5826,00,570,01 Центральная
ііОпористость оценивалась по среднемубаллу 12 темплетоп пошкале ГОСТа11 і прутков с указанной центральной пористостью на расстоя¬
нии половины радиуса от центра были вырезаны продольные об-
|м ты для испытания на усталость. Образцы были закалены по
онгимальному режиму и отпущены при 170° в масле в течение 3 ч
и.і і иердость 60—62 по Роквеллу (шкала С). Результаты испыта-133Фиг. 121. Зависимость предела усталости ста¬
ли ШХ15СГ от ее твердости.
ния на усталость при переменном изгибе стандартных образцов
(диаметром 7,5 мм) на базе 4 • 107 циклов приведены в табл. 25,
графа 3 и на фиг. 122. Эти данные показывают, какое огромное
значение имеет плотность стали для ее прочности. Чем больше
центральная пористость, тем меньше предел усталости закаленной
стали, несмотря на то, что все образцы имели одинаковую микро¬
структуру. У сталей с условными номерами 7 и 8, где область
очень высокой пористости распространяется .почти на всю зону,
из которой вырезаны образцы, предел усталости падает чрезвы¬
чайно низко (до 48 и 26 кГ/мм2).Затем все штанги с разной плотностью были подвергнуты очень
сильной проковке до диаметра 20 мм с тщательным соблюдением
теплового режима горячей деформации. Из полученных прутков
были выточены такие же образцы, как в предыдущем случае, и
подвергнуты аналогичной термической обработке. Испытания на
усталость, проведенные при тех же условиях, показали, что пре¬
дел усталости сталей, которые были достаточно плотными в заго¬
товке крупного профиля (диаметр 120 мм), почти не изменился.
У тех же сталей, у которых пористость была значительной, предел
усталости после перековки поднялся до уровня лучших, наиболееплотных сталей (табл. 25,
графа 5).Точно так же предел уста¬
лости образцов, вырезанных
из колец, проковка которых
относительно невелика, оказы¬
вается значительно ниже, чем
образцов, выточенных из хо¬
рошо прокованных тонких
прутков. В табл. 26 приведены
значения предела усталости
разных сталей, образцы кото¬
рых вытачивались в одном
случае из слабопрокованной
кольцевой заготовки (диаметр
250 мм, толщина стенки 25 мм)
и во втором случае из тща¬
тельно прокованного прутка
диаметром 18 мм.Такое пониженное значение предела усталости образцов, вы¬
резанных из кольцевых заготовок, объясняется тем, что в этом
случае в значительной мере сохраняет свое влияние некачествен¬
ная макроструктура исходных заготовок (слитка, проката), кото¬
рая совершенно недостаточно исправляется последующей ковкой.
Такой же результат (см. ниже) получен при испытаниях на кон¬
тактную 'ВЫНОСЛИВОСТЬ.Эти наблюдения показывают огромную роль в деле получения
высокопрочной закаленной стали исходной плотности и обработкиФиг. 122. Зависимость предела уста¬
лости стали ШХ15СГ от ее плотно¬
сти (пористости).134
Таблица 26Предел усталости в кГ/ммгРазмер исходной заготовкиПри твердости НЯС
59.5—60При твердости #/?С
61,5—62Кольцо с наружным диаметром 250 мм
и толщиной стенки 25 мм	5457Пруток диаметром 18 мм	6872давлением тех сталей, у которых эта плотность была недостаточ¬
ной. Совершенно очевидно, что для увеличения долговечности под¬
шипников сталь должна обладать, помимо хорошей микрострук¬
туры, высокой плотностью, особенно в зонах, примыкающих к наи¬
более нагруженным рабочим поверхностям колец и роликов.Пути достижения такой плотности кратко излагались в главеII,	раздел 2. Следует признать, что эти пути не всегда являются
достижимыми в машиностроительном производстве. Поэтому ра¬
дикальным путем создания металла с высокой плотностью явля¬
ется выплавка его такими методами, которые обеспечивают необ¬
ходимую плотность в исходном слитке. В качестве примера приво¬
дим сравнительные результаты испытания свойств стали, выплав¬
ленной в обычных дуговых электропечах, и той же стали, пере¬
плавленной в кристаллизаторах под шлаком.В табл. 27 ‘приведены величины предела усталости сталей не¬
скольких марок отличающихся по химическому анализу. Все ста¬
ли были выплавлены в двух вариантах: в дуговых печах и с пере¬
плавом под шлаком. Испытание проводилось при переменном из¬
гибе стандартных образцов (диаметр 7,5 мм), вырезанных из
кольцевых заготовок; база испытания 4 • 107 циклов. Образцы бы¬
ли закалены с оптимальной для каждой стали температуры и от¬
пущены при 160° в течение 2 ч. Твердость всех образцов была поч¬
ти одинаковой, в пределах НЯС 61—62.Таблица 27| Марка стали ,Содержание основныхэлементов в %Температура закал¬
ки в °СОбычная стальСталь, пере¬
плавленная
под шлакомССгМпБіVЦентральная
пористость в
баллахПредел уста¬
лости в
кГ/мм2Центральная
пористость в
СаллахПредел уста¬
лости в
к Г/мм2ІІІХ15СГ1,051,441,030,52835—8101,057<0,578III X 15Г1,021,450,730,28—835—8400,564,5<0,579ІІІХІ5ГФ1,041/170,700,270,11855 8Г.02,059<0,583111X201'1,071,820,090,27	855—8600,566<0,582,5135
Результаты испытаний, приведенные в табл. 27, показывают
большое увеличение продела усталости при переплаве стали под
шлаком, сопровождающемся улучшением чистоты стали и уменьше¬
нием ее пористости. Это увеличение предела усталости значитель¬
но превышает увеличение предела усталости от добавочного ле¬
гирования стали. Добавочное легирование ванадием или хромом
стали, выплавленной обычным методом, повышает предел уста¬
лости на 2—9 кГ/мм2. При этом заметное увеличение предела ус¬
талости наблюдается только там, где легирование не сопровожда¬
ется ухудшением макроструктуры (ШХ20Г). В том случае, когда
легирование сопровождается ухудшением макроструктуры, как это
имело место при добавлении ванадия к стали ШХ15Г (сталь
ШХ15ГФ) ее предел усталости не повысился.В стали, переплавленной под шлаком, где макроструктура оди¬
накова >и ее влияние исключено, более четко выявляется влияние
добавления ванадия или увеличения содержания хрома. Повыше¬
ние предела усталости от легирования в этом случае имеет место,
но оно невелико (5—6%) и значительно меньше, чем повышение
предела усталости от переплава стали под шлаком (25—35%).Все эти наблюдения показывают, что предел усталости зака¬
ленной подшипниковой стали определяется не только химическим
составом стали, но очень чувствителен к изменениям других фак¬
торов как при исходной обработке (выплавке, обработке давле¬
нием, отжиге), так и при самой закалке. Этим же, очевидно, объ¬
ясняются значительные колебания величин предела усталости, по¬
лученных разными исследователями.По данным Н. А. Минкевича, И. В. Паисова и Ю. А. Геллера
[29], предел усталости нормально закаленной и отпущенной сталп
ШХ6 составляет 60—65 кГ/мм2; И. Н. Кудрявцевым для закален¬
ной стали ШХ15 получен предел усталости около 80 кГ/мм2 [30];Н.	Н. Давиденковым и Е. Шевандиным предел усталости закален¬
ной стали ШХ15 при 10 млн. циклов определен равным 65—
70 к Г/мм2.По данным В. И. Карпенко [71], предел усталости стали ШХ15
при испытании в воздушной среде составляет 95 кГ/мм2, при ис¬
пытании в масляной среде 92,6 кГ/мм2.Предел усталости стали ШХ15 в отожженном состоянии состав¬
ляет 30—35 кГ/мм2.5.	СОПРОТИВЛЕНИЕ СЖАТИЮ ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИИспытание на разрыв закаленной на мартенсит высокоуглеро¬
дистой стали не дает полного представления о ее механических
свойствах, так как такая твердая сталь при одноосном растяже¬
нии склонна к хрупкому разрушению. В частности, не удается вы¬
явить запас вязкости этих сталей, который характеризует наибо¬
лее важные свойства—сопротивление усталости и истиранию.
В то же время некоторый запас вязкости сталп, как правило,136
имеется; это проявляется в том, что при определенном напряжен¬
ном состоянии разрушению предшествует пластическая деформа¬
ция. Степень этой пластичности различна и в значительной мере
зависит от—твердости и характера термической обработки. Опре¬
деление пластичности крайне важно для оценки качества закален¬
ной стали.Одним из методов определения прочности и запаса вязкости
закаленной высокоуглеродистой стали является предложенный
И. М. Сахонько метод испытания на сжатие специальных образ*
нов с круговой выточкой. Этот метод отличается наибольшей мяг¬
костью нагружения, так как все три главные напряжения в наи¬
более нагруженной зоне образца сжимающие. Метод позволяет—Я—ндЬа1/?35104, '-о,0152,51510,05156*т18-°>0171920*05го8'°*г?°Р87,525±0Р52510*0’0130 ^Фиг. 123. Эскиз образца с сфе¬
рической выточкой для испыта¬
ния на сжатие.Фиг. 124. Приспо¬
собление для уста¬
новки образца при
испытании на сжа¬
тие.получить полную диаграмму сжатия закаленной на высокую твер¬
дость стали, в том числе сопротивление сжатию при разрушении,
п достигнутую при этом пластичность, выраженную в увеличении
н./ющади поперечного сечения образца.Сущность метода заключается в следующем; образец со сфе¬
рической выточкой (фиг. 123) и строго параллельными торцами
нггавляется в приспособление (фиг. 124), в котором давящий боек
н*•ремещается в пришлифованной оправке, предохраняющей боек
(II перекосов и смещений.Размеры образца, приведенные на фиг. 123, могут несколько
п (меняться с соблюдением условия постоянства отношения ради¬
уса выточки к диаметру образца (1 в тонкой части в пределахI:2,5	-г-3,0. Пластичность стали практически не зависит от||<\/1нчины поперечного сечения образца, а сопротивление разру¬
шению с увеличением площади поперечного сечения несколько
но (растает.137
Приспособление со вставленным в него образцом устанавлива¬
ется на плиту пресса, который создает нагружение образца. Мри
этом определяются условное сопротивление сжатиюР°с = FГ пдействительные напряжения при разрушенииS — —Fи пластичностькГ/мм2о	=F-Fn520-QjІ «40
Ї
ч.-
*ОС£1 360280200/21^ ^ео. _/аУ //oflHbiУс/є12■20ПластичностьЬОгде Р — нагрузка при разрушении;
Fо — начальная площадь попе¬
речного сечения образца н
наименьшем сечении круго¬
вой выточки;F — площадь того же с.ечеиия и
момент разрушения.Для снятия всей диаграммы сжа¬
тия испытание проводится со ступеп*
чатым нагружением (увеличение на¬
грузки на каждой ступени на 25- •
30 кГ/мм2). После каждой ступени об¬
разец снимается с пресса и измеряется
его диаметр в наименьшем сечении.Типичные диаграммы сжатия об¬
разцов со сферической выточкой
0/о (условных и действительных напря¬
жений) приведены на фиг. 125.Однако для большинства испытл
ний важны максимальные напряже¬
ния при разрушении образца и макси
мальная пластичность, предшествую
щая разрушению. Зависимость этих
величин от того или иного перемеп
мого фактора термической обработки дает наглядное представле
ние о влиянии этого фактора на прочность высокотвердой закален¬
ной стали.На фиг. 126 приведена зависимость действительных напряже¬
ний при разрушении от твердости стали. Разрушающие напряже
ния при сжатии очень высоки. Кроме того, как уже указывалось,
при этом более мягком виде напряженного состояния оптимум
твердости сдвигается в сторону высоких твердостей.На фиг. 127 приведен ряд диаграмм сжатия для закаленной
стали LIIX15, подвергнутой разному отпуску. Из конечных величии
напряжения и пластичности при разрушении может быть вынеде*
на зависимость этих величин от температуры отпуска.На фиг. 128 приведена такая зависимость пластичности стали
ШХ15 от температуры отпуска, по данным И. М. Сахонько |71'|,138Фиг. 125. Диаграммы ус¬
ловных и действительных
напряжений при сжатии
образцов со сферической
выточкой:кривые 1 — сталь ШХ15СГ;
кривые 2 — сталь ШХ15.
показывающая, что с повышением температуры отпуска выше 200°
пластичность начинает снижаться и при температуре 250°, соответ¬
ствующей интенсивному распаду остаточного аустенита и выпаде¬
нию карбидов, имеется минимум. Аналогичный характер имеет
кривая и для стали ШХ15СГ.^ ГЗ|||да1|а60 61
ТвердостьФиг. 126. Зависимость действительного напря¬
жения при сжатии от твердости стали.Таким образом, испытание на сжатие образцов с круговой вы¬
точкой позволяет исследовать зависимость свойств сталей от ис¬
ходной структуры, режима термической обработки и других фак¬
торов.^ 10010 20 30 40 50 ф%
Пластичность100 150 200 250 300
Температура отпускаФиг. 127. Диаграммы сжатия зака-
лишой стали ШХ15, подвергнутой
разному отпуску.Фиг. 128. Зависимость пла¬
стичности стали от темпера¬
туры отпуска:I — сталь ШХ15; 2 — сталь ШХ15СГ.6.	КОНТАКТНАЯ ВЫНОСЛИВОСТЬ ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИДля проверки влияния качества термической обработки, каче-<	та металла и т. д. на прочность закаленной стали в условиях,
н.шболее приближающихся к условиям работы подшипников ка-
чгмми, предложен ряд установок, воспроизводящих обкатывание
и* 1И.1 туемого сферического или цилиндрического образцов враща-139
ющимися кольцами, имеющими образующую с любым заданным
профилем.При шаровом образце и сферической образующей ведущих
дисков могут быть воспроизведены условия работы деталей шари¬
кового подшипника, при цилиндрическом образце и цилиндричес¬
ком ведущем диске — роликового подшипника.На фиг. 129 показана схема машины для испытания деталей
подшипника [73]. Два ведущих диска 1 с одинаковой образующей
вращаются на двух параллельных осях, которые могут сближатьсяФиг. 129. Схема машины мод. МИД для испытания
деталей подшипников.между собой. Между дисками, на уровне центров, устанавливается
предназначенный для испытания образец 2 заданной конфигура¬
ции (шаровой, цилиндрический), вращающийся на самостоятель¬
ной оси, параллельной осям ведущих дисков.Сдвигая между собой диски, можно сжимать между ними обрл
зец, нагружая его до заданной величины. При вращении дисков и
одном направлении образец вращается в противоположном и об¬
катывается по определенной части своей поверхности. Каждая
точка поверхности испытывает при встрече с дисками вполне аире
деленный цикл напряжений, повторяющийся с каждым полуобо¬
ротом образца.Число оборотов испытуемого образца и, следовательно, часто¬
ту циклов напряжений можно регулировать изменением соотно¬
шения диаметра ведущих дисков и образца и изменением скоро
сти их вращения.Регулирование напряжений на контактной площадке обеспечи
вается при помощи гидравлического нагружения, механически -
тарированной пружиной или набором грузов, усилия которых че¬
рез систему рычагов передаются на ведущий диск.Изменяя число оборотов образца и величину приложенной ни-
грузки, можно подобрать условия испытания, близкие по величнно
контактных напряжений и числу их циклов к действительным или
форсированным условиям работы деталей подшипников.140
Машины моделей МИД и МКВ обеспечивают нагружение от
100 до 1000 кГ/мм2 при скорости вращения образца до 15 000 об!мин,
что соответствует 30 000 циклов в минуту.Испытуемый образец (фиг. 130) доводится до усталостного
выкрашивания. Конец испытания, г. е. начало шелушения образ-Фиг. 130. Образец для испытания на машине мод. МИД.ца, устанавливается текущим наблюдением за контактными по¬
верхностями испытуемого образца или практически по звуку, так
как начало выкрашивания при
вращении образца сопровождает¬
ся сильным шумом.В машине мод. МКВ (фиг. 131)
конец испытания, т. е. начало
выкрашивания, фиксируется при
помощи пьезокварцевого датчи¬
ка, позволяющего преобразовать
механическую вибрацию, возни¬
кающую в дисках от их контакта
с выкрошившимся образцом, в
мектрические импульсы. Послед-
ii не через усиливающее электрон¬
но магнитное устройство отклю¬
чаю г двигатель испытательной
машины.lia фиг. 131 показан общий
ми i машины мод. МКВ для испы-•	.1 пп>1 па контактную усталость
копегрукции И. М. Сахонько.Ишрузка осуществляется ведо¬
мым диском при помощи пру-
мпнюго устройства. Образцы
iu iii.il ываются смазанными. В ка-
•|п Iне емазки применяется вере- Л fnt•	• им«к* масло. Качество металла ‘	Машиия мот. ЛКВ длях	iviv-ietrfuia испытания на контактную усталость.оценивается числом циклов на-.нрн/кеинм, которые выдерживает образец до начала разрушения
IH Шер х постного слоя.1> настоящее время проведено довольно большое количество
I | < пени,IX испытаний на контактную выносливость. Недостатком
ни испытаний является, как и при испытаниях готовых подшипни-
«"•I, Ли:п.111(>fi разброс получаемых значений. Такой большой раз¬141
брос в значительной мере зависит от условий испытания (наладка
машины, качество поверхности образцов и дисков, качество смазки
и т. д.) и, кроме того, увеличивается при форсировании испытаний
за счет повышения удельных давлений. Поэтому сравнение разных
материалов и термической обработки проводится обычно по кри¬
вым распределения. Приближенная оценка контактной выносливо¬
сти может быть сделана по средним значениям, если количество
испытуемых образцов достаточно велико (10—12).На фиг. 1 были приведены результаты исследования усталости
поверхностного слоя подшипниковой стали в зависимости от степе¬
ни загрязненности его неметаллическими включениями. На фиг. 132
приведена зависимость средних (из 10 испытаний) значений кон¬
тактной выносливости
от твердости стали
ШХ15СГ. Испытание
проводилось на маши¬
нах с гидравлическим
нагружением при на¬
пряжении 450 кГ/мм'г
и скорости вращения
образца 14 000 об/мин.
Образцы были погру¬
жены в веретенное
масло. Кривая имеет
максимум в интервале
твердостей Н1?С 61,5—62,5	и значительное падение контактной выносливости при твер¬
дости ниже #/?С 60. Эта зависимость сохраняет свое значение при
правильном проведении термической обработки, т. е. когда сталь
имеет оптимальную структуру (скрыто- и мелкокристаллический
мартенсит). При наличии в структуре троостита контактная вы¬
носливость понижается.Контактная выносливость, так же как и предел усталости, очень
чувствительна к макродефектам стали (раковины, поры, включения
и т. д.). Между плотностью стали и контактной выносливостью име¬
ется прямая связь. В табл. 28 приведены результаты определения
контактной выносливости стали, имеющей разную плотность. ПерТаблица 2НФиг.132. Зависимость контактной выносливости
от твердости стали ШХ15СГ.Вид образцовПлотность*
в г/см*Контактная выносливость
(средняя)в часахВ МИЛЛИОНЫ XциклонОбразцы из кольца первой серии . . .
Образцы из кольца второй серии . . .7,644 ±0,005
7,759 ±0,005188,1263,1Л6,10а
440,10"‘Плотность определялась гидростатическим методомвая серия образцов была выточена из колец, изготовленных щ
слабопрокованных заготовок. Вторая серия образцов была нзготоп142
.пена из той же стали, после того как при ковке у нее была удалена
наиболее рыхлая сердцевина. Кроме того, заготовка была уплотне¬
на на мощной раскаточной машине с большой степенью обжатия.Таким образом, даже при удовлетворительной термообработке
контактная выносливость стали может быть понижена, если метал¬
лургическое качество исходной заготовки или обработка давлением
были некачественными.Большое влияние плотности стали на ее контактную выносли¬
вость хорошо выявляется при сравнительном испытании обычной
члектродуговой стали и той же стали, рафинированной путем пере¬
плава ее в элекгрокристалли-
маторах под шлаком. На
фиг. 133 показаны кривые рас¬
пределения контактной вы¬
носливости двух серий образ¬
цов, испытанных при напряже-		 450 кГ/мм на машинахмод. МИД. Одна серия образ¬
цов была изготовлена из обыч¬
ной электростали ШХ15СГ,
вторая — из той же стали, пе¬
реплавленной под шлаком.Ноя кривая, относящаяся к
образцам из электрошлаковой
»• 1.1 л и, проходит выше, чем у
образцов из обычной стали.Средняя (из 12 образцов) кон-1.1	м пая выносливость электро-
тлаковой стали на 35—40%
т.пне, чем обычной.1>ыл определен предел КОН-1.1	МНОЙ выносливости стали
1ПХ15СГ обеих серий. В качестве предела выносливости принима¬
лось напряжение, при котором образец выдерживал до разруше¬
нии 1,5—2 * 109 циклов. Результаты определения предела контакт¬
ной пыносливости приведены в табл. 29.		Таблица 29Предел контактной выносливости и кГ/мм2II і к:ікой заготовки вырезаны образцыОбычная электро¬
стальТа же сталь, пере¬
плавленная под шла¬
комНі тщательно прокованного прутка/иммгтром 18 мм	340375II і глибопрокованной кольцевой заго-ыики 	280335Контактная выносливость стали также сильно зависит от на-
ир.тления волокон относительно контактной площадки.фФиг. 133. Контактная выносливость
обычной стали ШХ15СГ (кривая /)
и той же стали, переплавленной под
шлаком (кривая 2).
Были проделаны испытании па контактную выносливость [104]
на машинах мша МИД образцов двух групп. У образцов (см. фиг.
130) первой группы ось вращения совпадала с направлением про¬
катки (продольные образцы), у второй—располагалась перпенди¬
кулярно ему (поперечные образцы). В первом случае, следователь¬
но, волокна имеют продольную, а во втором — торцовую ориенти¬
ровку. lia фиг. 131 представлены результаты испытания, из которых
видно, что средняя стойкость образцов первой группы (83 ч) почти
в 3 раза больше, чем образцов второй группы (30 ч). Это соотноше¬
ние еще больше увеличивается, если сталь имеет полосчатую струк¬
туру.Таким образом, недостаточная плотность и неблагоприятное
расположение волокон резко снижают контактную выносливостьстали. Наибольшее сни¬
жение происходит, когда
оба эти дефекта имеют
место одновременно. По¬
этому минимальной кон¬
тактной выносливостью
обладают те подшипни¬
ки, у которых на рабочие
поверхности выходят во¬
локна наиболее рыхлых
сердцевинных слоев про¬
катного металла. Как
было показано на фиг. 26,
наибольшее снижение
долговечности имеет мес¬
то тогда, когда угол меж¬
ду направлением волокон
и контактной площадкой
составляет 45°.Наоборот, максимальной контактной выносливостью обладают
те подшипники, у которых рабочие поверхности расположены в на¬
иболее плотных наружных слоях прокатных заготовок с направле¬
нием волокон параллельным контактным площадкам.В заключение этой главы следует отметить следующее. Сравни¬
тельное исследование [74] контактной усталости стали ШХ15 в раз¬
ных средах, отличающихся друг от друга смазывающей способ¬
ностью и поверхностной активностью, показали, что ухудшение
условий трения на поверхности площадки контакта приводит к рез¬
кому падению контактной прочности при качении. В частности, при
испытании в керосине образцы обладают значительно меньшей
стойкостью, чем при испытании в масле.7.	ТВЕРДОСТЬ ЗАКАЛЕННОЙ СТАЛИВ ряде изделий и, в частности, в подшипниках твердость явля¬
ется единственным измеряемым критерием прочности готового из¬
делия. ГОСТ 520-55 предусматривает изготовление подшипников с444Фиг. 134. Сопоставление контактной вы¬
носливости закаленной стали с продоль¬
ной (кривая /) и поперечной (кривая 2)
ориентировкой волокон на рабочей по¬
верхности.
10II--О С\4& к ^
!■§о1=5ямр=;Р54N\NГ63 62200 250 300
Температура отписка
61 60 59 58 57твердостью деталей НЯС 61—65*. Подшипники некоторых назна¬
чений изготовляются с несколько иной твердостью, но колебания
эти малы и составляют 1—3 единицы. Определение других показа¬
телей механических свойств в готовых изделиях, как правило, не
производится.В связи с этим крайне важно установить связь между твердо¬
стью и другими механическими свойствами, которые наиболее пол¬
но характеризуют прочность закаленной стали.Как будет показано далее, между твердостью и большинством
механических свойств закаленной стали нет однозначной связи.
1 акая зависимость может быть установлена только в том случае,
если изменяется один из
факторов, определяющих
твердость при постоянстве
всех остальных. Напри¬
мер, при совершенно оди¬
наковых условиях закал¬
ки твердость стали непре¬
рывно изменяется с изме¬
нением температуры от¬
пуска.На фиг. 135 приведена
твисимость средней гру¬
зоподъемности и долго¬
вечности подшипников от
I вердости, изменяемой
путем повышения темпе¬
ратуры отпуска.В общем случае, когда
одновременно изменяются несколько факторов, влияющих на твер¬
дость, характер изменения механических свойств и твердости может
Гнить различным. При этом также не будет однозначной связи
между твердостью и долговечностью подшипников.Понижение твердости и связанное с ним снижение предела
упругости уменьшает сопротивляемость металла действию высоких
контактных напряжений, вплоть до смятия рабочих поверхностей,
предшествующего разрушению подшипника. Замечено (фиг. 135),
•по долговечность и грузоподъемность подшипников сильно падают
при снижении твердости ниже #/?С 60.По некоторым данным [68], [69] статическая грузоподъемность
пропорциональна четвертой степени твердости по Бринелю. Поэто¬
му казалось бы, более выгодным является повышение твердости,( отрос, сопровождаясь увеличением усталостной прочности и осо-
(м нно сопротивления истиранию, приводит к росту долговечности
Но мнппииков.<) ;нако повышение твердости полезно только до известного пре-56350 °С
насТвердостьФиг. 135. График влияния твердости на гру¬
зоподъемность (кривая /) и долговечность
(кривая 2) подшипников.ли111,4 (111—04III Л) и/детален подшипников из стали ШХ15СГ допускается твердость145
дела, пока не исчерпан запас вязкости, необходимый для обеспече¬
ния высокой усталостной прочности металла. Следовательно, дол¬
жен существовать оптимум твердости, обеспечивающий максималь¬
ную долговечность подшипников.Чтобы определить этот оптимум для отдельных деталей, было
проделано исследование зависимости ряда свойств стали ШХ15СГ,
отличающихся по характеру нагружения, от твердости. Выше, на
фиг. 110, приведены результаты испытания на статический изгиб,
при котором разрушение происходит от растягивающих напряжений
в наружных слоях образца. Испытание с более мягким нагруже¬
нием было проделано путем сжатия круглых образцов с радиусной
выточкой, при которой в наиболее тонкой части образца все три
главных напряжения сжимающие. Результаты этого испытания при
различных твердостях образца приведены на фиг. 126. Из этих
фигур видно, что при обоих испытаниях существует максимум проч¬
ности, но что он наблюдается у них при совершенно разной
твердости.При более жестком испытании на изгиб максимальная проч¬
ность отвечает твердости 57 по Роквеллу (шкала С)* в то время
как при мягком испытании на сжатие образцов с выточкой опти¬
мальная твердость составляет #/?С 63,5.Остается, следовательно, выяснить, какому виду напряженного
состояния отвечает работа того или другого изделия и, в частности,
деталей подшипника, чтобы определить для него оптимальную
твердость. При этом следует иметь в виду, что в деталях подшипни¬
ков зозникает не статическое, а циклическое нагружение, что может
внести некоторое отличие оптимума твердости от оптимума, найден¬
ного для статического нагружения.Испытания показали, что наибольшая контактная выносливость
сферических образцов (см. фиг. 130) из сталей ШХ15 и ШХ15СГ,
сжатых двумя цилиндрическими валами (схему испытания см. на
фиг. 129), наблюдается при твердости НЯС 61,5 и 62,5 соответствен- |
но (см. фиг. 132).Эти твердости можно считать оптимальными для таких изделий,
как ролики сферических подшипников, у которых на площадке1
контакта с кольцами, так же как у вышеуказанных сферических
образцов, все три главные напряжения сжимающие, хотя и не раи¬
ны по величине. У шаров напряженное состояние очень близко
к гому, которое имеет место в сферическом ролике, и еще ближе
к равномерному всестороннему сжатию.Следовательно, оптимальная твердость шаров должна быть
немного больше, чем для сферических образцов; наоборот, дли
цилиндрических роликов по тем же причинам — немного меньше,!
Различие в напряженном состоянии этих деталей по сравнению
со сферическим образцом невелико, и поэтому оптимум твердости
сместится в указанные стороны очень немного (0,5—1 единица
Роквелла по шкале С).Особенность напряженного состояния внутренних колец заклю*
•|/и |ся и том, что на напряжения всестороннего сжатия, создавае¬
мою па контактной площадке внешней нагрузкой, накладываются
||.п г,п инающие напряжения, возникающие от посадки подшипника
н,1 нал. Нагружение внутреннего кольца, следовательно, оказыва-•	И VI более жестким, чем шаров и роликов. Поэтому оптимум твер-
/П И III внутренних колец должен быть снижен. Это снижение не
/тлжпо быть значительным {НЯС 1 —1,5) относительно найденного
имшс оптимума, так как удельный вес напряжений от посадки
mi.ii.ilh на вал также сравнительно невелик и не превышает 10% от
иг.шчпны напряжений, создаваемых внешней нагрузкой.Г.1кнм образом, можно считать, что при изготовлении подшип-
ннкон из стали ШХ15СГ оптимальная твердость Н1?.С составляет
л,ми роликов 62, для шаров 63, для внутренних колец 61 и для на¬
ружных колец, как и для роликов, 62. Самую низкую твердость, сле-
доил голыю, должны иметь внутренние кольца, что, как увидим
ниже, благоприятно сказывается на стабильности их структуры, так
Iи позволяет повышать температуру их отпуска. Допустимые
шклопепия от установленного оптимума зависят от производствен¬
ных возможностей. При хорошо налаженном производстве, тща-
п\щ.пом регулировании температур закалки и отпуска, достигаемой,
импрпмер, при нагреве в жидких средах, допустимый разбег не
Путч превышать ±1 единицы по Роквеллу (шкала С). В других
глучпях он может быть несколько больше, причем следует учиты-
мим., что при уменьшении твердости ниже Н1?С 60 грузоподъем¬
ном |, п долговечность подшипников падает очень значительно
(гм фиг. 132 и 135).Чем же определяется возможность получения необходимой твер-
/ни |п и результате термической обработки?( .(»гласно наблюдениям С. С. Штейнберга [27], [23], мелкие пла-<	I иич.тгые структуры дают после закалки более высокую и одно¬
родную твердость.Характер изменения твердости по мере увеличения выдержки
при нагреве перед закалкой был описан выше для большого числа
1н чо.чпых структур (фиг. 93 и 94) '. Изменение твердости отражает
ии м. процесс растворения карбидов, идущий параллельно насыще¬
нию пк'рдого раствора и появлению в связи с этим более мягкой
11н 1.1И.Чяющей аустенита. Пока влияние а-устенита незначительно,
тгрлость растет параллельно с растворением карбидов. Это на¬
гни ню видно, если мы проследим изменение твердости по мере уве-		ни температуры нагрева (при постоянной выдержке), схемакпюрого показана на фиг. 136. Для каждой исходной структуры 2
гупнтшуст свой интервал закалочных температур, в котором отме¬
ни'и и непрерывный рост твердости, параллельный насыщению
пн р/юго раствора элементами растворившихся карбидов. Вслед за
«ним интервалом наступает период, когда легированность твердого»*	< истин стали: 0,97 % С; 1,56% Сг.•	М.-юд получения и описание исходных структур, см. в табл. 18*
раствора создает значительное количество мягкой аустенитной со¬
ставляющей, понижающей твердость стали, Получаются такие же
значения твердости, но отражающие другое состояние закаленной
стали, т. е. одна и та же твердость отвечает различному структур¬
ному состоянию. Поэтому твердостью нельзя характеризовать со¬
стояние структуры и определяемых ею свойств во всех температур¬
ных интервалах закалки. Поэтому же нельзя ожидать, чтобы твер¬
дость однозначно характеризовала другие механические свойствазакаленной стали. Исключе¬
ние может составить тот ин¬
тервал температур закалки, в
котором существует непрерыв¬
ный рост твердости параллель¬
но с изменением структуры.В процессе даже неболь¬
шого отпуска (150°) твердость
в значительной степени вырав¬
нивается. Максимумы твер¬
дости (фиг. 136), отвечающие
наибольшей тетрагональности
мартенсита, дают наибольшее
падение в связи с эффектив¬
ным действием отпуска на эту
структуру. Поэтому ход кри¬
вых выравнивается (фиг. 137),
оставляя некоторое снижение
твердости при высоких темпе;-
ратурах закалки за счет остаточного аустенита. При более высо¬
ких температурах отпуска, вызывающих превращение аустенита,
происходит дальнейшее перераспределение твердости для различ¬
ных структур закаленной стали.Сравнение исходных структур показывает, что во всех случаях
более высокую твердость дает закалка стали с исходной структу¬
рой мелкопластинчатого, а также мелкозернистого (точечного)
перлита.На фиг. 138 показана однородность распределения твердости по
желобу подшипникового кольца, нормализованного (пластинчатый
перлит) и отожженного (зернистый перлит) перед закалкой.Различие в твердости, полученное после закалки стали с раз¬
личными исходными структурами, сохраняется в процессе длитель¬
ного низкотемпературного отпуска [67].На фиг. 139 приведено изменение твердости стали ШХ15 при
отпуске в зависимости от времени выдержки при 150 и 200°. Чем
более легирован твердый раствор, чем больше в нем содержится
углерода, тем выше твердость как непосредственно после закалки,
так и после отпуска. При исходной структуре пластинчатого пер¬
лита после закалки получается и в процессе отпуска сохраняется
более высокая твердость, чем при закалке стали с другими исход-Фиг. 136. Схема изменения твердо¬
сти в зависимости от температуры
закалки для разных исходных структур:1 — тонкопластинчатый перлит; 2 — пла¬
стинчатый перлит; 3 — точечный перлит;4 — зернистый перлит; 5 — крупнозерни¬
стый перлит.148
Фш\ 137. Изменение твердости от¬
пущенной стали в зависимости от
температуры закалки для разных
исходных структур; отпуск 150°, вы¬
держка 2 ч:I — тонкопластинчатый перлит; 2 — пла¬
стинчатый перлит; 3 — точечный перлит:
•/ — зернистый перлит; 5 — крупнозерни¬
стый перлит.Фиг. 138. Однородность
распределения твердости по
желобу закаленных колец,
нормализованных (1) и отож¬
женных (2) перед закалкой.Продолжительность отпускаФиг. 139. График влияния исходной структуры
ка твердость закаленной стали ШХ15 при от¬
пуске;для структур: 1 — пластинчатый .перлит; 2 — точечный
перлит; 3 — зернистый перлит, отпуск 150°; для струк¬
тур: 4 — пластинчатый перлит; 5 — точечный перлит;
6 — зернистый перлит, отпуск 200°.149
ными структурами. Сталь со структурой зернистого перлита дает
после закалки и после всех выдержек при отпуске несколько более
низкую твердость. Аналогичная картина наблюдается у стали
ШХ15СГ, которая несколько более устойчива против отпуска и по¬
тому при более высоких температурах и больших выдержках дает
более высокую твердость, чем сталь ШХ15 (фиг. 140).Фиг. 140. Влияние исходной структуры на твер¬
дость закаленной стали ШХ15СГ при отпуске:1 и 4 — пластинчатый перлит; 2 и 5 — точечный перлит;3 и 6 — зернистый перлит; кривые 1, 2 к 3 — отпуск
150°; кривые 4, 5 и 6 — отпуск 200°.Следует отметить, что длительное сохранение высокой твердости
при отпуске характерно для случая, когда высокая твердость после
закалки обусловлена изменением химического состава аустенита и
когда она получена практически посредством измельчения исход¬
ной структуры стали или повышением температуры закалки.Высокая твердость, полученная путем резкого охлаждения при
закалке (например, при закалке в воде), падает при длительном
отпуске быстрее и становится равной более низким твердостям, по¬
лученным при обычной закалке.Продолжительность отпуска
ГЛАВА VIIIЗАКАЛКА ЗАЭВТЕКТОИДНОЙ ХРОМОУГЛЕРОДИСТОЙ
СТАЛИВ главе VI были подробно рассмотрены предпосылки, которые
являются обоснованием теплового режима закалки. Изучение ре-
•ультатов закалки с точки зрения исходного состояния закаливае¬
мой стали позволило выяснить многие детали, которые необходимы
л.'гя осуществления многочисленных производственных случаев за¬
калки изделий.Рассмотрим далее отдельные элементы теплового режима за¬
калки применительно к шарикоподшипниковому и отчасти инстру¬
ментальному производству. При этом рассмотрим сначала законо¬
мерности, общие для различных видов изделий, с тем, чтобы позд¬
нее конкретизировать их на примерах, относящихся к отдельным
деталям и инструментам.1.	НАГРЕВСкорость нагреваС точки зрения металловедческой, нагрев заэвтектоидной хромо¬
углеродистой стали может быть каким-угодно быстрым. Эта сталь
допускает нагрев в свинцовых ваннах даже без предварительного
подогрева.Для изделий простой формы, где деформация практически не
имеет места, такой быстрый нагрев может допускаться. Для изде-
ц|и сложной формы, неодинакового сечения, необходимо обеспе¬
чим. такой однородный нагрев по всему сечению, который исклю¬
чи.! С)ы возможность коробления. Чтобы избежать коробления, при-
чодится нагревать изделия более медленно и давать возможность
нмранппваться температуре по всему сечению или по длине. Прак-
шчееки это осуществляется путем применения методических печей
и ш печей и ванн с камерами подогрева.Для увеличения производительности термических операций сле-
|\е| широко применять ускоренные методы нагрева, особенно для
и I дел ни простой формы (индукционный нагрев, нагрев в соляных151
ваннах и т. д.). В конвейерных печах ускорение нагрева должно
достигаться за счет увеличения мощности загрузочных зон
печей.При осуществлении термической обработки и тем более закалки
изделий очень важно строго соблюдать однородность нагрева как
для каждого изделия в отдельности, так и для всей партии. От
этого зависит возможность получения высокого однородного каче¬
ства (прочности) всех изделий данной партии. При нагреве в кон¬
вейерных и особенно камерных печах изделия, помещенные в печи
в несколько рядов или даже кучами, нагреваются неодина¬
ково.Наиболее однородное качество нагрева каждого изделия и це¬
лых партий получается при нагреве в жидких средах. Поэтому
следует всемерно рекомендовать нагрев в соляных ваннах как ме¬
тод повышения качества термической обработки и улучшения ее
стабильности.Температура нагреваКритические точки при нагреве под закалку хромоуглеродистых
сталей лежат в узком интервале температур:Сталь	Температура в °СШХ6	730—745ШХ9	730—755ШХ15	735—765Однако различие изделий в отношении формы, массы и назна¬
чения не позволяет применять единый режим закалки, пригодный
во всех случаях.Изделия из хромистой стали могут закаливаться в воде и в
масле. В первом случае, естественно, температура нагрева должна
быть понижена.Массивные изделия для обеспечения высокой прокаливаемости
нагревают до более высокой температуры.В зависимости от толщины и формы изделия температура на¬
грева сталей ШХ6 — ШХ15 при закалке в воде колеблется от
780 до 840° и при закалке в масле — от 800 до 880°.Выбор температуры в этих интервалах определяется как прак¬
тическими соображениями, так и необходимостью создать опти¬
мальную концентрацию твердого раствора перед закалкой. Испыта¬
ние механических свойств показывает, что такой оптимальной кон¬
центрацией для хромоуглеродистой стали является содержание
углерода в твердом растворе 0,55—0,65% при общем содержании
его в стали 1,0—1,10%.Как было показано в главе VI, окончание превращения перлита
в аустенит завершается при разной концентрации аустенита в зави¬
симости от исходной структуры. Как правило, концентрация аусте-152
нита не достигает оптимальной, поэтому нагрев ведется до более
высоких температур с дальнейшим насыщением аустенита раство¬
ряющимися карбидами.Чем выше температура, тем быстрее идет этот процесс. Приме¬
нение высоких температур и, следовательно, малых выдержек при¬
водит к неустойчивым результатам. Малейшая передержка приво¬
дит к перегреву и порче изделия. Такой режим следует применять
в тех случаях, когда тщательно изучено время, необходимое на
прогрев изделия, и когда имеется стабильная однородная исход¬
ная структура. В частности, высокие температуры закалки (860—
880°) применяют, если нужно закалить массивное изделие (толщи¬
ной больше 35—40 мм), во избежание его растрескивания, в слабо-
закаливающей жидкости (ке¬
росин, масло). Более высокие
температуры следует приме¬
нять также при электрона
греве.В остальных случаях целе¬
сообразно снизить температу¬
ру и несколько увеличить вре¬
мя выдержки. Насыщение
тердого раствора пойдет мед¬
леннее, но зато всякие коле¬
бания в температуре и време¬
ни выдержки не будут так
вредны. V/При выборе температуры
н.чгрева для изделий простей¬
ших форм из сталей ШХ6—ШХ15 следует руководствоваться гра¬
фиками, приведенными на фиг. 141.Как уже указывалось, результаты закалки зависят от исходной
гтруктуры. Для каждой исходной структуры имеется оптимальная
м мпература закалки с- некоторым интервалом допустимых зака-
тчпых температур. График на фиг. 141 относится к структуре одно¬
родного зернистого перлита. Для других исходных структур опти¬
мальными температурами закалки следует считать указанные в
гибл. 30.Таблица 30°С860\SSffI ш1830
1820
1810тц6 $ІІІ(ПЬІ'ІfljgüüiшДиаметрФиг. 141. Изменение температуры
нагрева (в роторной электрической
печи) в зависимости от увеличения
размера изделий из сталей ШХ6 —
ШХ15.Им« предварительной обра¬
боткиЗакалка
в водеЗакалка
в маслеИсходная структураДиаметр изделий в мм10-152510-15251 |п|1М;|ЛНЗаЦИЯ< 11 III с ускоренным
пн шждгниемI lllltlllМелкопластинчатыйперлитМелкозернистый перлит
Зернистый перлит785800820800815830815830840825840850
Сталь ШХ15СГ закаливается только в масле. Для деталей под¬
шипников, изготовляемых из этой стали, должна применяться тем¬
пература закалки на 10—15° ниже, чем для стали ШХ15.Для инструментальных сталей температуры закалки будут ука¬
заны ниже (глава XI).ВыдержкаВо время выдержки, кроме выравнивания температуры, проис¬
ходит насыщение твердого раствора.Основная часть более дисперсных карбидов растворяется вскоре
после достижения температуры (см. фиг. 93 и 94). Однако дальней¬
шее увеличение выдержки дает непрерывное насыщение твердого
раствора еще длительное время. Хотя это увеличение концентрации
небольшое, его нельзя не учитывать при выборе продолжительности
нагрева.мин.Фиг. 142. Зависимость продолжи- Фиг. 143. Зависимость продолжи¬
тельности нагрева от размера ци- тельности нагрева от размера шарон
линдров (закалка в масле).	(закалка в воде).Для установления необходимой продолжительности нагрева
в конкретных производственных случаях следует пользоваться кри¬
выми, приведенными на фиг. 93—96. Естественно, что во всех слу¬
чаях должно учитываться время, необходимое для прогрева изде¬
лия, зависящее от его формы, массы и способа нагрева.Примерные нормы скорости нагрева в зависимости от способа
нагрева приведены в табл. 31 [31].Таблица 31Способ нагреваТемпература
нагрева
в °СВремя прогрева изделии
на каждый 1 мм его диа¬
метра или' наименьшем
толщины в секСвинцовая ванна 	Соляная ванна 	Электрическая печь . 	770—820770—820770—8206—812—1450—80На фиг. 142 и 143 приведены графики продолжительности па
грева (с учетом размеров) для закалки мелких цилиндрических и I154
долий в масле (стали ШХ6—ШХ15) и шаровых изделий в воде. Эти
I рафики относятся к нагреву в методических (роторных) или ка¬
мерных печах. При нагреве в соляных ваннах суммарная выдержка
шачительно сокращается за счет времени прогрева. Исключение
»оставляет случай, когда массивное холодное изделие, погружаясь
н расплавленную соль, облипается коркой застывшей соли. Так как
соль является плохим проводником тепла, то изделие очень плохо
прогревается все то время, в течение которого на нем сохраняется
корка налипшей соли.Поэтому нормальную выдержку приходится увеличивать на
8 10 мин, в течение которых расплавляется налипшая корка.
Гели же это изделие перед погружением в соляную ванну будет
подогрето до 100—150°, то такая корка не образуется и необходи¬
мость увеличения выдержки отпадает.2.	ОХЛАЖДЕНИЕРезультаты охлаждения закаливаемого изделия зависят, во-пер-
иых, от скорости отвода тепла (размер изделия, закаливающая
жидкость, подвижность жидкости и т. д.) и, во-вторых, ог способ¬
ности данной стали закаливаться, на большую или меньшую твер¬
дость и глубину. Последнее является свойством самой стали и зави-
( III от состава стали, исходной структуры, величины зерна, метал¬
лургических факторов и т. д.»та особенность характеризуется в первую очередь критической
скоростью охлаждения при закалке, которая отражает суммарное
млняпие перечисленных факторов.Критическая скорость закалки и прокаливаемость сталиВысококачественная закалка, создающая благоприятное соче-
UIIIHO механических свойств, предусматривает получение после
охлаждения чисто мартенситной структуры. Охлаждение, следова-
ими.но, должно парализовать перлитное превращение в стали. Прио	ом оно не должно быть излишне резким, чтобы не увеличивать
инутренних напряжений.Критическая (верхняя) скорость, или та минимальная скорость,
при которой подавляется перлитное превращение, зависит от еоста-
1ы стали и прежде всего от концентрации углерода в твердом-
рмс I море.»то значит, что для рассматриваемой нами группы хромоугле-
ро пи тых сталей критическая скорость будет различна для сталей,
ыметпо отличающихся по анализу. Для одной и той же заэвтекто-
и и поii стали она будет различна для разных степеней нагрева передIII	к мл кой.Приведем некоторые данные, количественно характеризующие
(ui I шчие в составе твердого раствора стали ШХ15 и ШХ15СГ при155
Таблица 32Темпе¬ратураКоличество
углерода
в твердом
растворев %Количество
хрома
в твердом
растворев %Количество
марганца
в твердом
растворе
в %Мирки и состав сталинагрева
(выдерж¬
ка
25 мин)
в °Сот состава
сталиот общего
количества Сот состава
сталиот общего
количества Сгот состава
сталиот общего
количе¬
ства МпШХ15(Х): 1,02% С,
1,44% Сг, 0,43% Мп8000,38370,5236		8200,47460,5840——8400,60590,8055——8600,67660,9666——8800,74731,0774——9000,81801,1781——9500,9088'__ШХ15СГ: 1,04% С,
1,53% Сг, 1,02% Мп,
0,54% Si8250,50480,74480,8078разных температурах нагрева
(см. табл. 32). Из этой таблицы
видно, что состав твердого раство¬
ра колеблется в очень широких
пределах.При нормальной температуре
закалки этой стали 1 (840°) лишь
60% общего количества углерода
находится в твердом растворе.
Это содержание непрерывно ме¬
няется с температурой и вы¬
держкой.В связи с указанным ниже
будет описано влияние углерода,
хрома и марганца на критическую
скорость охлаждения при закал¬
ке. Это позволит ориентироваться в величинах критических ско¬
ростей охлаждения в зависимости от степени нагрева.На фиг. 144 показана зависимость критической скорости охлаж¬
дения при закалке от содержания углерода при температуре
нагрева несколько выше Ас\ и Ас3 [32]. Наименьшую критическую
скорость имеет эвтектоидная сталь. Заэвтектоидная сталь требует41 0,4 0JS 0,8 10 1,21,4 %СФиг. 144. Зависимость критиче¬
ской скорости закалки от содер¬
жания углерода в стали.1 Исходное состояние — зернистый перлит.156
несколько большей скорости охлаждения для получения чисто мар-
и иептной структуры. Это объясняется сохранением в нагретой<	|.1ли нерастворившихся избыточных карбидов, которые ускоряют
превращение аустенита в перлит.Лишь при нагреве значительно выше Лет, когда все избыточные
клрбиды растворены и раствор становится более однородным, кри-
шческая скорость закалки заэвтектоидной стали становится ниже,
чем эвтектоидной. Однако такие температуры при практическом
проведении операции закалки не применяют.I (оскольку содержание углерода в твердом растворе заэвтекто-
ндиий хромоуглеродистой стали колеблется в широких пределах в
i.iммсимости от температуры закалки, критическая скорость охлаж¬
дения сталей LLIX15 и ШХ15СГ практически определяется темпера-
| v рой нагрева под закалку. По этой же причине критическая<	корость закалки этих сталей очень сильно зависит от исходной
мруктуры, дисперсности и однородности распределения кар¬
бидов.Увеличение выдержки при нагреве под закалку, поскольку оно*	оировождается увеличением концентрации твердого раствора, так¬
же немного уменьшает критическую скорость закалки.Па фиг. 145 приведены диаграммы кинетики изотермических
превращений подшипниковых сталей. На фиг. 145, а — диаграмма
изотермического распада аустенита, для стали ШХ15 по данным
И. И. Зюзина и В. Д. Садовского. Диаграмма относится к двум
и'.мпературам нагреза: 830 и 920°. Кривые, относящиеся к 830°,
несколько расплывчаты, особенно кривая начала превращений.
>ю, надо полагать, объясняется большой неоднородностью аусте-
iiii га, получаемого при нагреве до 830°. При нагреве до 840°
(фиг. 145, б) [113], уже более четко выявляется существование
л пу х областей ускоренного распада аустенита. Кривые изотерми¬
ческого распада при нагреве до 920°(фиг. 145, а) так же как кри-
in.ie для стали ШХ15СГ (фиг. 145, в) [113], совершенно отчетливо
иыниляют закономерности, общие для сталей, легированных кар¬
ой I(»образующими элементами.Сравнение кривых изотермического распада аустенита стали
111X15 (фиг. 145, б) и стали ШХ15СГ (фиг. 145, в) показывает,
чю устойчивость аустенита стали ШХ15СГ значительно больше,
чем пали ШХ15.()б устойчивости аустенита стали данной марки недостаточно•	\ дin I, по диаграмме изотермического распада аустенита одной
I .Iк<>п либо плавки [105]. Общее представление об устойчивости
.IV» Iспита данной марки стали в той или иной температурной обла-
( in может дать лишь полоса кривых изотермического распада, охва-
Iыиающая всю гамму случаев, возможных в условиях производ-I	I на.При этом можно ограничиться построением только кривых
Имчлла распада, потому что для подшипниковых, а также для ин-157
1 23^581015 30 1 23 58101530 1 г345810 30
секунды	минуты	часыВремя превращенияАустениэация при 840 °С, Юмин800HRCм+А’нерастборенные карбиды1001	2гз5 20 50
10'67,51 ,200 500 ,20005000 ,2000050000 сея10?	Ю3	10* 105Времяб)Фиг 145 Диаграммы кинетики изотермических подшипниковых сталей:б —диаграмма изотермического распада аустенита стали ШХ!5 при нагреве 840°;158
прумептальных сталей начавшийся распад аустенита делает
микроструктуру после закалки (участки троостита) неудовлетвори¬
тельной. Поэтому кинетика этого распада практического интереса
ье представляет.В качестве примера на фиг. 146 приведены кривые начала изо¬
термического распада аустенита двух плавок стали, оказавшихся
крайними при анализе большого количества плавок стали ШХ15
(нагрев 850°) [105]. Несмотря на то что химический анализ этих
плавок почти одинаков \ они, вследствие различия в содержании1 Стали имели состав: 1—1% С; 0,30% Мп; 0,24% 51; 1,42% Сг; 2—1,02% С
0.33% Мл; 0,24% 51; 1,37% С-.11111 \П25%№75гтМ+А+нерастборенные карйибы 	20 50 ,200 500 ,2000 5000 2000050000 сек
10	Ю3	104Времяв)а — диаграмма изотермическою распада аустенита стали ШХ15 при нагреве 830 и 920°;
в—Диаграмма изотермического распяла аустенита стали ШХ15СГ при нагреве 825еА+нерастборенныекарбидые§;5СЗС5.О!с:XО)К400°с Аустенизация при 825°С 10мин159
микроскопических примесей, газов и особенно в дисперсности кар¬
бидной фазы, оказались совершенно различными по прокаливае-
мости и устойчивости аустенита. Устойчивость аустенита в других
сталях оказалась в пределах, очерченных этими кривыми.На диаграммах имеются две ступени ускоренного распада аусте¬
нита: первая при 650—550° и вторая при 450—400°. Между этими
ступенями имеется область более устойчивого аустенита, недоста¬
точно четко выявленная при нагреве до 830° (фиг. 145, а).Фиг. 146. Полоса диаграмм начала изотермического рас¬
пада аустенита стали ШХ15.Как правило скорость распада в зоне средних температур
'(вторая ступень) меньше, чем при 650—550°. Однако имеются ис¬
ключения (фиг. 146, кривая 1) и поэтому при установлении режима
охлаждения нельзя забывать, что закалка на мартенсит требует
такого охлаждения, которое бы подавляло превращение не только
в первой, но также и во второй ступени. Это особенно важно для
сталей с низкой прокаливаемостью, у которых бейнитное превраще¬
ние имеет малый инкубационный период [80]. Однако гораздо чаще
решающим все же будет превращение в первой ступени. Именно
оно будет определять глубину прокаливаемости стали.Влияние хрома очень благотворно сказывается на увеличении
устойчивости аустенита в этой области и, следовательно, на увели¬
чении прокаливаемости стали.На фиг. 147 показано влияние хрома на устойчивость аустенита
высокоуглеродистой стали в области Аг\ [33]. По оси ординат отло¬
жена степень переохлаждения, а по оси абсцисс — время, в тече¬
ние которого аустенит устойчив при данной степени переохлажде¬
ния. При содержании хрома выше 1% кривая сдвигается вправо
■вдоль оси абсцисс. Замедление распада переохлажденного аусте-.160
пита в верхней области и, следовательно, уменьшение критической
скорости охлаждения тем больше, чем больше хрома в стали. На
фиг. 148 показано влияние хрома на критическую скорость охлаж¬
дения при закалке для различных содержаний углерода. Для стали
с 0,8—1,0% С критическа*рекорость охлаждения при добавке 1,5—
2,0% хрома уменьшается с 500 до 35—40°/сек.Продолжительность переохлажденияФиг. 147. Влияние рома на пере¬
охлаждение аустенита в стали со¬
става:/ - 1,0% С; 2-1% С; 1% Сг; 3 - 1,0% С=3,2% Сг.Фиг. 148. Влияние хрома на крити¬
ческую скорость охлаждения при
различном содержании углерода.охлаждения при закалке для хромоугле-
сталей по данным А. К. Чебуркова пока-Критическая скорость
родистых подшипниковых
зана на фиг. 149.В практических условиях за¬
калки той или иной стали значе¬
ние критической скорости раз-Таблица 33Температура
нагрева в °СКритическая ско¬
рость охлаждения
в °/сек83036,09207,5—8,511004,8—6.0Примеча ние.Выдержка при на-греве во всех случаях 30 мин■Фиг. 149. Критическая скорость охлажде¬
ния для хромоуглероднетых подшипни¬
ковых сталей.лично, в зависимости от того, сколько углерода содержится в твер¬
дом растворе. Для стали ШХ15 (X) с исходной структурой
зернистого перлита, кривые изотермического превращения которой
приведены на фиг. 145, а, В. И. Зюзиным и В. Д. Садовским подсчи¬
тана критическая скорость охлаждения для различных условий
нагрева. Результаты подсчета приведены в табл. 33.11 2597	161
. /При температуре нагрева 830° критическая скорость закалки
еще высокая, хотя достижение таких скоростей уже возможно при
закалке в масле. Критическая скорость закалки резко падает при
переходе к более высокому нагреву. Увеличение нагрева выше 920°
вызывает незначительное снижение критической скорости закалки,
так как состав твердого раствора изменяется уже мало.Изменение критической скорости охлаждения при закалке
предопределяет прокаливаемость стали. Эффект увеличения глуби¬
ны прокаливаемости от прибавления хрома иллюстрируется
фиг. 150, где показано изменение
прокаливаемости прутка диаметром
60 мм хромоуглеродистой сталиСкорость охлаждения от 700°С
£ 		тс5Ь.453627180%Сг 0,5%Сг 10%Сг 1,5% Сг2Р%Сг 3,0 %СгIР\к:ил1%СVУ \п-'605040302010Д1 ! 1 I11 !11IIгI•ычн11(|11 ]сН”х(иIX15)■ 1
1!] |1111ЧТ~"1^—|У 111|Г\ чГГ1 !) 1
1 11 > 1
11 111 -'11•119101и. 1 Iг ! Г
11 1
1 1 1111I11I\III1 Л ч
1
10Ю 200 Ю20010200 1020010200 1020мм
Расстояние от поверхностиФиг. 150. Изменение прокаливае¬
мости прутка хромоуглеродистой
стали диаметром 60 мм, закален¬
ной в воде с 900°.1,5 3 4,5 б 15910,515 2124 36мм
Расстояние от охлаждаемого торцаФиг. 151. Сравнительная про¬
каливаемость хромистой и уг¬
леродистой стали с 1 %' С (ме¬
тод торцовой закалки).с 1% углерода, закаленной с 900° в воде [5]. Наличие 1,5'% хрома
уже значительно увеличивает прокаливаемость такой стали. При
2% хрома, в условиях, в которых углеродистая сталь не закали¬
лась, получена сквозная закалка.Увеличение прокаливаемости для стали ШХ15(Х) в сравнении
с углеродистой сталью У10 показано также на фиг. 151 [34].На фиг. 152 приведены кривые прокаливаемости для четырех
разных плавок стали ШХ15 примерно одинакового состава (0,99—-1,03% С; 1,40—1,48% Сг, 0,24—0,26% Мп) [95]. Кривые построены
по результатам торцовой закалки образцов с с?=25 мм и I= 100 мм.
Закаленная зона с твердостью после закалки #/?С 60 распростра¬
няется на глубину 10—12 мм, что соответствует критическому диа¬
метру при закалке в воде 45—55 мм и при закалке в масле
25—35 мм. Следует отметить, что прокаливаемость сталей, выплав¬
ляемых разными заводами, колеблется в очень широких пределах
и нередко понижается значительно ниже, чем показано в полосе,
приведенной на фиг. 152.Основной причиной большого колебания прокаливаемости явля¬
ется различие в исходной структуре, поскольку от дисперсности
карбидов зависит концентрация углерода и легирующих элементов,
в твердом растворе. При мелких, дисперсных исходных структурах,
особенно пластинчатом и сорбитообразном перлите, прокаливав-
162 ...
мость сильно увеличивается. Закалка стали со структурой крупно¬
зернистого перлита дает, как. правило, резко пониженную прокали¬
на емость. В этом случае важную роль играет количество мелких
карбидов в стали.Вполне удовлетворительную прокаливаемость дает структура
однородного мелкозернистого перлита, которая, как было показано
выше, является оптимальной по ряду свойств, сообщаемых ею за¬
каленной стали.0 3 6 9 12 15 18 21 24 27 30 33 36 39 42 45 48 51 МП
Расстояние от охлаждаемого торцаФЙг. 152. Прокаливаемость стали ШХ15.Кроме исходной структуры, на прокаливаемость влияют другие
факторы. В частности, раскисление алюминием, как известно, спо¬
собствует измельчению зерна и соответственно уменьшению прока-
ливаемости. Однако, как показали наблюдения [105], это имеет
место лишь до известного предела. С увеличением присадки алю¬
миния от 0,2 до 2,0 кг/т прокаливаемость не только не снижается,
но даже в некоторой степени возрастает.Влияние содержания газов на прокаливаемость изучено недо¬
статочно. Азот в стали несколько снижает прокаливаемость. Между
содержанием в стали кислорода и водорода и прокаливаемостыо
связи пока не установлено [105].Важнейшим фактором, определяющим прокаливаемость, явля¬
ется содержание легирующих элементов в стали. Как показано
на фиг. 150, прокаливаемость заметно увеличивается уже при пере¬
ходе от стали ШХ9 к стали ШХ15. Кривые прокаливаемости стали
ШХ9 (1,0% Сг) и ШХ15 (1,56% Сг), приведенные на фиг. 153, по¬
казывают, что при 1,0% хрома сталь закаливается в масле на твер¬
дость ИКС 60 и выше на глубину 7 мм на сторону, а сталь с 1,56%
Сг — на 10 мм [75].Марганец сильнее, чем хром, замедляет превращение аустенит
перлит. Кривые изотермического превращения в сталях с марган¬
цем сдвинуты вправо не только по сравнению с углеродистыми, но
и по сравнению с хромистыми сталями.При одной и той же температуре нагрева (820—830°) сталь
с 1% углерода в области наибольшей скорости распада аустенита
11* №
устойчива в течение 1 сек, сталь с 1% С и 1,5% Сг — 5 сек и сталь
с 1,0% С, 1,5% Сг и 1,0% Мп 12—13 сек. Вследствие этого даже
мелкозернистые стали, содержащие хром и особенно марганец,обладают относительно большой
На фиг. 154 показано влия¬
ние марганца па прокаливае¬
мость стали с 1 % углерода
(образцы 25 мм, закалка в во¬
де) [75].Фиг. 153. Сравнительная про-
каливаемость хромистой стали.прокаливаемостыо.Фиг. 154. Влияние марганца
на прокаливаемость стали
с 1,0% С; закалка с темпера¬
туры:1 — 850°; 2 — 825°; 3 — 800°.Следует иметь в виду, что как критическая скорость закалки,
так и прокаливаемость высокоуглеродистой хромистой и хромо¬
марганцовистой стали определяется не общим содержанием хрома
и марганца, а содержанием их в твердом растворе, хотя, конечно,
как уже указывалось, между ними существует зависимость. При
закалке с 830° в масле, нагретом до 50°, образцов диаметром 60 мм
глубина прокаливаемости сталей с 1 % углерода в зависимости от
содержания в твердом растворе хрома при постоянном содержании
марганца и в зависимости от содержания марганца при постоянном
содержании хрома соответствует значениям, приведенным на фиг.
155 и 156 [76].Кривые на фиг. 155 показывают, что прокаливаемость стали
типа ШХ15СГ, ХГС прямо пропорциональна содержанию хрома
в твердом растворе при данном содержании марганца. При этом
угол наклона прямых, отображающих эту зависимость, возрастает
по мере увеличения в стали марганца. Следовательно, при одном
и том же содержании хрома прокаливаемость будет тем больше,
чем больше содержание марганца. Эта зависимость выражена кри¬
выми, приведенными на фиг. 156. С увеличением примерно до 1%'164
содержания марганца в твердом растворе прокаливаемость возра¬
стает тем более круто, чем больше в стали хрома, т. е. с увеличе¬
нием количествеГмарганца, растворенного в аустените, его воздей-
ггвие на прокаливаемость усиливается.Фиг. 155. Зависимость прокаливае-
мости стали от содержания хрома
при постоянном содержании мар¬
ганца.0,5Содержание марганцаФиг. 156. Зависимость прокаливае-
мости стали от содержания марган¬
ца при постоянном содержании
хрома.* Таблица 34Поскольку содержание рас¬
творенных в твердом растворе
элементов зависит от исходной
структуры, постольку от нее за¬
висит и прокаливаемость стали.В табл. 34 приведены данные,
характеризующие максимальное
сечение, прокаливаемое © масле
насквозь с твердостью в середине
не ниже #/?С 60 для сталей раз¬
личных марок с исходной структурой зернистого перлита.За последние годы проведен ряд исследований по прокаливае-
мости хромоуглеродистых сталей типа ШХ15 с добавками легирую¬
щих элементов. Некоторые данные приведены в табл. 35 по мате¬
риалам А. С. Шейна и др. [106].Таблица 35Марка сталиМаксимальное сечение,
прокалываемое насквозь
в масле, в ммШХ69—10ШХ914—15ШХ1522—25ШХ15СГ55—65ХГ45—50Вид стали (диаметр образцов 12 мм)ШХ15ШХ 15+0,04% Ti
ШХ 15+0,20% Ti
111X15+1,0% Ni
111X15+1,5% NiРасстояние в мм от охлаждаемого торца
до участка с твердостью ПИС 60,
при температуре закалки в °С8208308805,86,38,011,57,812,013.516.5
26,0
45,0165
ПродолжениеВид стллн (динмоф пЛршцон 25 мм)Расстояние в мм от охлаждаемого торца
до участка с твердостью НЦС 60, при
температуре закалки 0 С830850870111X156,58,49,0111X15+0,006% В6,58,49,0111X15+0,003% 2х6,58,69,6111X15+0,13% 2х8,49,610,0ШХ 15+0,21% Ъх8,410,010,2111X15+0,31% Ъх10,010,210,8Примечание. Условия закалки по ГОСТу 5657-51.Из данных этой таблицы следует, что малые добавки титана
несколько увеличивают прокаливамость стали ШХ15, хотя и в не¬
большой степени. Аналогичное действие по другим данным выяв¬
лено в отношении влияния ванадия на прокаливаемость стали
ШХ15. При этом заметное увеличение прокаливаемости наблюда¬
ется при увеличении содержания ванадия более 0,1%.Резкое увеличение прокаливаемости, как и следовало ожидать,
наблюдается при введении в стали ШХ15 никеля, особенно при вы¬
соких температурах закалки.Как видно из данных таблицы, бор в малых количествах не ока¬
зывает заметного влияния на прокаливаемость стали ШХ15 незави¬
симо от температуры закалки. Цирконий увеличивает прокаливае¬
мость этой стали при содержании его более 0,1% (некоторое весьма
малое увеличение прокаливаемости можно отметить при 850 и 870°).
С увеличением циркония сверх этого количества прокаливаемость
стали продолжает несколько увеличиваться.Таким образом, влияние малых количеств карбидообразующих
элементов (Уа, И, В, Ът, N1) на прокаливаемость стали ШХ15 не¬
значительно. Во всех случаях прокаливаемость не только не сни¬
жается, но даже немного увеличивается.Из сказанного видно, что прокаливаемость хромоуглеродистой
стали можно изменять в широких пределах, главным образом за
счет изменения содержания хрома и марганца. Стремлением увели¬
чить прокаливаемость вызвано небольшое увеличение марганца
(до 0,45—0,50%) в стандартных американских, шведских и италь¬
янских подшипниковых сталях. В американском стандарте
АБТМ—А295 на подшипниковую сталь типа ШХ15 предусмотрен мо¬
либден в количестве до 0,08%. Такое увеличение марганца и молиб¬
дена позволяет более уверенно закаливать изделия средних разме¬
ров в масле без образования троостита в структуре и мягких пятен.
Прокаливаемость стандартной стали ШХ15 ограничена. Размеры
деталей, изготовляемых из этой стали, не превышают: толщина
стенки колец 15—16 мм и диаметр роликов 22—25 мм. В связи
166
с этим для изделий большей толщины стандартом предусмотрена
сталь ШХ15СГ с повышенным содержанием марганца (0,9—1,2%)
и отчасти кремния, прокаливаемость которой значительно больше
стали ШХ15 (см. табл. 34 и фиг. 157).В последние годы шведские и итальянские заводы увеличивают
прокаливаемость в сталях для крупногабаритных подшипников пу¬
тем повышения содержания хрома до 1,7—1,9% и молибдена до
0,25—0,35%.На фиг. 157 приведены полосы прокаливаемости сталей ШХ15,
ШХ15СГ и ШХ20 с молибденом по данным Н. Н. Качанова [107].Н!1С
6860-о 52£Со. .О.*"• 3628гоФиг.Прокаливаемость сталей ШХ15 и ШХ15СГ определена на стан¬
дартных образцах, а стали ШХ20 получена путем пересчета с об¬
разцов диаметром 10 мм. Для сравнения на этом же графике при¬
ведена прокаливаемость стали ШХ15 с нормальным содержанием
хрома, но с добавкой 0,34% Мо. Такая сталь обладает гораздо
большей прокаливаемостью, чем сталь ШХ15, и приближается по
прокаливаемости к стали ШХ15СГ. Увеличение содержания хрома
с 1,4 до 1,8%, приводит к значительному увеличению прокаливаемо¬
сти. Такое увеличение хрома в сочетании с добавкой 0,25—0,35%'
молибдена (сталь ШХ20) увеличивает прокаливаемость столь силь¬
но (фиг. 157), что позволяет изготовлять из этой стали кольца под¬
шипников толщиной 40—45 мм без применения цементуемых сталей.Очень высокой прокаливаемостью обладает сталь с нормальным
содержанием хрома и увеличенным до 1,4—1,7% содержанием мар¬
ганца. Прокаливаемость такой стали, по данным И. И. Трусовой,
в 2 раза больше прокаливаемости стали ШХ15СГ.Поскольку все данные по прокаливаемости приведены по ре¬
зультатам стандартных испытаний методом торцовой закалки, для167вдшваншхго —с Мо(0,25-03Щ^UJX15CIОООСЗСЗййбОййоОС! м
стГ to' сгГ счГ 1сГ °Q	S» CS" о-г	ОТ «\Гv,	CNJ C\j CV) CV} yrjРасстояние от охлаждаемого торца—*	 ' 1 |157. Полосы прокаливания сталей 111X15, ШХ15СГ и ULIX20.
перехода к таким параметрам, как толщина колец или диаметр ро¬
ликов, можно воспользоваться приближенной зависимостью, уста¬
новленной Н. Н. Качановым [105] и приведенной на фиг. 158. На оси
абсцисс отложена прокаливаемость, определенная методом торцо¬
вой закалки На оси ординат отложены диаметр роликов и тол¬
щина колец, в которых обеспечивается сквозная закалка на твер¬
дость Я/? С 61. Около прямых, относящихся к роликам и кольцам,
нанесены области рассеяния, полученные при экспериментальном
сравнении обоих методов. Разброс размеров закаливающихся на-^30<оаS * 4.00<о
а JcQ;5- <о 5;5J3" «к*0 Qj
О)S с о>t (J ^«г *cs сэSs|,eс* -О ^с: ca. сз
QJ о <->//./4'i*0-%УУ/^ог✓ V1/Уа%t/у/rjjonAV/vZ.ж\\Ч'чIJT/Ш2 4 6 в
ПрокалиОаемость (торцебая)10 ммФиг. 158. Зависимость диаметра роликов и толщины
колец подшипников, прокаливающихся насквозь, от
прокаливаемости, определенной торцовым методом.сквозь деталей вызван, очевидно, колебаниями температуры нагре¬
ва и других условий термической обработки.Мартенситное превращениеРешающее значение для результатов закалки имеет течение
процесса превращения аустенита в мартенсит. Особенности этого
процесса, по данным Г. В. Курдюмова, А. П. Гуляева и др.. заклю¬
чаются в следующем.Превращение аустенита в мартенсит происходит без изменения
концентрации твердого раствора и, в отличие от перлитного и
игольчато-трооститного превращений, является бездиффузионным.Бездиффузионность и обратимость мартенситного превращения,
обнаруженная Г. В. Курдюмовым с сотрудниками, позволяют рас¬
сматривать этот процесс как превращение, аналогичное фазовому1 ГОСТ 5(557-51; образец диаметром 25 Мм, длиной 100 мм.168
превращению однокомпонентной системы (подобно полиморфному
превращению чистых элементов или соединений).Механизм мартенситного превращения заключается в законо¬
мерной перестройке решетки, при которой соседние атомы смеща¬
ются относительно друг друга на малые расстояния, составляющие
доли межатомных расстояний. Образующаяся при этом новая фаза
имеет решетку, закономерно ориентированную относительно старой.Мартенситные кристаллы (иглы) обладают огромной скоростью*
образования и роста, в связи с чем превращение практически про¬
текает путем мгновенного
образования мартенситных
игл, которые быстро растут
до некоторых размеров, за¬
висящих обычно от разме¬
ров зерна аустенита, после
чего их рост прекращается.Дальнейшее развитие
мартенситного превращения
идет не за счет роста обра¬
зовавшихся игл, а за счет
новых областей превра¬
щения.^Превращение начинается
при температуре, вполне
определенной для данного
состава аустенита. Эта тем¬
пература, обозначаемая бук¬
вами М„, называется мар- Фиг. 159. Мартенситная кривая стали ШХ15.
тенситной точкой.Температура начала превращения аустенита в мартенсит (точка
Мн) при охлаждении со скоростью выше критической не зависит от
скорости охлаждения, а определяется химическим составом аусте¬
нита.По мере снижения температуры превращение прогрессирует,
причем каждой температуре соответствует определенное соотноше¬
ние количества аустенита и мартенсита. Это соотношение выража¬
ется так называемой мартенситной кривой, показанной для стали
ШХ15 на фиг. 159. Здесь по горизонтали отложена температура,,
а по вертикали — количество мартенсита, образовавшегося к мо¬
менту достижения этой температуры.С понижением температуры превращение протекает очень-
быстро. Так, для кривой I, относящейся к закалке с 840°, з интер¬
вале от 150 до 50° (т. е. при падении температуры на 100°), количе¬
ство аустенита уменьшается на 75%. Затем превращение сильно
замедляется и в пределах от +50 до —50° (т. е. также при падении
температуры на 100°) количество аустенита уменьшается всего на
— 10%, пока, наконец, при температуре —50° превращение не пре¬
кращается полностью.169'О»Iз:II706050ио3020100Гемпвратура°С
Аналогичное точение распада имеет место при исходном нагреве
до 1000°, когда псе избыточные карбиды растворяются и твердый
раствор наиболее легирован углеродом и хромом (кривая II).
В этом случае начало превращения (т. е. точка М„2) снижается до
140" и конец превращения наступает лишь при —115°.Оставшийся аустенит уже не распадается при охлаждении даже
при —195°. Температура окончания превращения (—50° в первом
случае п 115° во втором) условно обозначается буквами Мк.Результаты закалки зависят
от температуры точки Мн и от
скорости охлаждения в интервале
мартенситного превращения; и то
и другое сказывается на коли-Фиг. 160. Влияние углерода
на положение интервала мар¬
тенситного превращения.Фиг. 161. Влияние хрома на
положение интервала мартен-*
ситного превращения.честве остаточного аустенита в закаленной стали. Это особенно
важно для высокоуглеродистых сталей, подвергаемых низкотемпе¬
ратурному отпуску, при котором сохраняется остаточный аустенит.
влияющий на механические свойства стали.Как показывают диаграммы на фиг. 145, при температурах
ниже 300° аустенит хромоуглеродистой стали очень устойчив.
Нужна длительная выдержка, для того чтобы начался его распад.
Практически, следовательно, этот интервал охлаждаемая сталь
будет проходить в аустенитном состоянии, если, конечно, превра¬
щение не началось в первой или второй ступени ускоренного рас¬
пада. Следовательно, результаты закалки зависят от положения
мартенситной точки и от того, с какой скоростью охлаждается сталь
ниже этой температуры.Температура начала мартенситного превращения, как уже
указывалось, является функцией состава стали, или, вернее, со¬
става твердого раствора — аустенита. На фиг. 160 показано, сколь
значительно изменяется положение мартенситной точки Мн при
изменении содержания углерода. Для углеродистой стали с 1 %
углерода мартенситная точка лежит при 180°; у стали с 0,7% С она170
повышается до 270°. Ориентировочно можно считать, что с увеличе¬
нием содержания углерода каждая 0,1% углерода снижает мартен-
ситную точку Мн на 20—30°.На фиг. 161 приведено положение интервала мартенситного
превращения в зависимости от содержания хрома при 1% углеро¬
да [77].На фиг. 162 приведены зависимости мартенситной точки от со¬
держания хрома при разном содержании углерода для широкого°СФиг. 162. Зависимость мартенситной точ-	Фиг. 163: Влияние марган-ки Мн от содержания хрома при раз-	ца на положение интерва-ном количестве углерода в стали	ла мартенситного превра-(А. П. Гуляев).	щения [77].диапазона хромоуглеродистых сталей [35]. При содержании 0,8%
углерода мартенситная точка снижается примерно на 15°'на каж¬
дый процент хрома в стали и при содержании углерода 1%—на 20°.Марганец еще сильнее снижает температуру начала мартенсит¬
ного превращения, хотя и в меньшей степени, чем углерод. При
содержании 0,6—1,0% углерода мартенситная точка снижается
почти на 50° на каждый процент марганца. На фиг. 163 показано
влияние марганца на положение точек Мн и Мк [77]. На фиг. 164
показано влияние хрома для стали с 1% углерода (/) и марганца
для стали с 0,9% углерода (2), по данным В. Зюзина, В. Садов¬
ского и С. Баранчука [36].Следует иметь в виду, что при наличии в стали и хрома и мар¬
ганца одновременно их действие на мартенситную точку увеличи¬
вается, хотя и не будет суммой влияния каждого в отдель¬
ности.В стали ШХ15 мартенситное превращение исследовано. В. Са¬
довским. Начало мартенситного превращения, являясь функцией
состава твердого раствора, в значительной мере зависит от темпе¬
ратуры нагрева, исходной структуры и т. д. На фиг. 165 показано
изменение мартенситной точки при увеличении продолжительности
нагрева Из фиг. 165 видно, как сильно изменяется положение1 Нагрев в свинцовой ванне.171
мартенситной точки м случае изменения температуры нагрева всего
на 30° или при переходе к топкопластинчатому перлиту при той же
температуре нагрева.Проведенное нами определение мартенситной точки в стали
ШХ15 при обычном нагреве под закалку 840° с выдержкой после
прогрева 1 Г» мчи показало начало мартенситного превращения при
205°. В стали, подвергавшейся нагреву до 1000° с полным растворе¬
нием карбидов, мартенситная точка снижается до )50—155°.Мартепситная точка является лишь началом мартенситного
превращения аустенита. При остановке охлаждения на какой-либо
температуре ниже точки Мн превращение затухает и начинается•с^юоIЛ1у0 1 г з. и j> %Содержание
легирующего элемента.Фиг. 164. Зависимость
мартенситной точки Мн
от содержания хрома в
стали с 1%С (кривая 1)
и марганца в стали с
0,9% С (кривая 2).<3 ‘J160по100\~чс>\	ä.3Фиг. 165. Зависимость мартенситной
точки от степени нагрева для разных
исходных структур. Сталь X (ШХ15),
0,9% С, 1,45% Сг:1 — зернистый перлит; 2 — пластинчатый пер¬
лит, нагрев 830°; 3 — зернистый перлит, нагрев
860° (В. Д. Садовский).снова при дальнейшем понижении температуры. В зависимости от
того, с какой скоростью происходит понижение температуры, ре¬
зультат закалки получается различным. При медленном охлажде¬
нии в закаленной стали остается больше аустенита, при быстром —
меньше.	/У хромоуглеродистой стали типа ШХ15, нагретой до 850° при
охлаждении на воздухе с температуры ступени 150°, имеется 16—
18% остаточного аустенита, а при охлаждении в воде — лишь9—10%. Этот результат отражает сложные процессы, происходя¬
щие после начала мартенситного превращения, связанные с влия¬
нием напряженного состояния на дальнейший ход превращения.Подробно этот вопрос будет рассмотрен в главе X. Отметим
здесь лишь некоторые общеизвестные закономерности [37]. При
уменьшении скорости охлаждения после начала мартенситного пре¬
вращения мартенситный процесс замедляется и количество оста¬
точного аустенита увеличивается.Выдержка при температурах ниже точки Мн также замедляет'
дальнейший распад оставшегося аустенита.172
Охлаждающие жидкости и закалочные устройстваОзнакомление с процессами превращений аустенита в рассмат¬
риваемых хромистых сталях позволяет сознательно подойти к вы¬
бору условий охлаждения и в первую очередь охлаждающих
жидкостей. При этом имеется в виду осуществление закалки на
мартенсит, т. е. режим охлаждения должен исключать возможность
даже частичного распада аустенита при температурах выше точ¬
ки МХарактер Б-образной диаграммы для хромоуглеродистых сталей
(см. фиг. 145) показывает, что наиболее быстрое охлаждение не¬
обходимо в зонах быстрого распада аустенита, т. е. в интервале
температур 650—400°.Охлаждение при более низких температурах может вестись мед¬
леннее, особенно при прохождении мартенситного интервала, где
излишне высокая скорость охлаждения не только не полезна, но
даже вредна, вследствие того что способствует развитию очень
сильных напряжений.Таким образом, закалочная жидкость должна охлаждать в ин¬
тервале 650—400° со скоростью не ниже критической и по возмож¬
ности замедлять скорость охлаждения по мере понижения темпе¬
ратуры изделия ниже 400°.Выбор закалочных жидкостей для практических целей регла¬
ментируется также формой и массой изделия.Многолетняя практика показала, что три жидкости: вода, керо¬
син и масло могут удовлетворить поставленным выше требованиям
для всего диапазона форм и размеров изделий, изготовляемых из
хромоуглеродистой стали.В табл. 36 приведено (по данным С. С. Штейнберга [32] и др.)
сравнение скорости охлаждения в различных средах при темпера¬
турах наименьшей устойчивости аустенита (650—550°) и вблизи
мартенситной точки (300—200е).Как видно из этой таблицы, регулируя температуру воды и при¬
меняя водные растворы, можно получить широкий диапазон ско¬
ростей охлаждения в первой ступени распада аустенита.Таблица 36Охлаждающая средаСкорость охлаждения
в °/сек в интервалах650—550° 300 — 200°Вода:при 18° ... .» 26°	»60°	Вода 10% поваренной соли	Вода + 4% соды	Минеральное масло 	Керосин 	6005001401100760100—120160—18027027013030027020—5040—60173
Однако подогретую воду трудно поддерживать на одном уровне
температуры. Разогреваясь, вода изменяет свою закаливающую
способность и дает пестрые результаты. Кроме того, изменением
температуры воды можно широко регулировать ее охлаждающую
способность лишь в интервале 650—550°. Поэтому целесообразнее
прибегать для замедленного охлаждения к закалке в масле или
керосине. Сравнение воды, нагретой до 60° и минерального масла
показывает, что при одинаковой скорости охлаждения в интервале
Агх скорость охлаждения при 200—300° в воде гораздо большая.
Следовательно, для описываемых нами хромоуглеродистых и осо¬
бенно хромомарганцовистых сталей рациональна закалка в масле.
Применение же воды для этих сталей очень ограничено, ибо даже
в подогретом виде вода вызывает растрескивание изделий из-за
очень большой скорости остывания в мартенситной зоне и вбли¬
зи нее.Закалка в воде для хромоуглеродистых сталей практикуется
только для самых простых форм (как, например, шары для под¬
шипников качения) для достижения максимальной твердости. Вода
для закалки шаров применяется с добавлением , 3% соды. Это
предохраняет от образования на поверхности шаров мягких тро-
оститных пятен. Сода, оседая на поверхности, способствует разрыву
паровой пленки на более ранней ступени охлаждения, чем чистая
вода. По этим же причинам не рекомендуется пользоваться про¬
точной водой, насыщенной газами.Воду применяют также при закалке массивных изделий, осо¬
бенно когда требуется высокая твердость. Крупные ролики
((I > 40 мм), валы диаметром выше 70 мм из стали типа X (ШХ15)
могут быть закалены только в воде. При этом все выточки и пере¬
ходы должны быть тщательно изолированы шнуровым асбестом,
промазанным жароупорной глиной.Для 'Сложных конфигураций с резким изменением сечений,
а также для сталей ХВГ, ХГ, ШХ15СГ и ХГС возможность закалки
в воде исключается; в этих случаях необходимо применять керосин
или масло.Керосин -по своим закаливающим свойствам является промежу¬
точной средой между водой и маслом, находясь ближе к послед¬
нему. При интенсивном движении закаливаемого изделия в керо¬
сине удается значительно ускорить охлаждение в верхнем интер¬
вале температур, в то время как в нижнем скорость остывания
в керосине почти не отличается от скорости остывания в масле.
Примерное соотношение прокаливаемости стали ШХ15 (пруток
диаметром 48 мм) в воде, керосине и масле показано на фиг. 166.Природа явлений, происходящих в слоях керосина, прилега¬
ющих к раскаленному изделию в момент закалки, недостаточно
изучена. Она, очевидно, мало отличается от явлений, происходя¬
щих в масле, за исключением большей смачиваемости в керосине,
чем в масле. Во всяком случае практическое применение керосина
оказалось очень полезным во всех случаях, когда требовалась за-174
наливающая жидкость, не столь резкая, как вода, и более эффек¬
тивная, чем масло. Таких случаев в производстве очень много,
особенно когда изделия имеют выточки или резкие переходы по
сечению.Применение керосина имеет один существенный недостаток,
требующий серьезного внимания — пожароопасность. В целях
предосторожности при закалке в керосине применяются закалоч¬
ные баки с герметически закрывающейся крышкой. Борта вокруг
верхнего края баков делаются
двойными и засыпаются песком.В случае загорания керосина
крышка, закрепленная на шарни¬
рах с одной стороны бака, опу¬
скается, и создается достаточно
плотный песочный затвор.Второй предосторожностью яв¬
ляется наблюдение за темпера¬
турой керосина; она не должна
превышать 38°.Наконец, должна быть исклю¬
чена местная закалка в керосине,
когда раскаленное изделие лишь
частично погружается в жидкость.Желательно быстрое и полное по¬
гружение, предохраняющее от до¬
ступа кислорода воздуха к раска¬
ленному изделию.Как правило, этих предосто¬
рожностей достаточно, чтобы не было загорания керосина. Под
большими керосиновыми баками устраиваются запасные резер¬
вуары, куда в случае загорания должен спускаться керосин. 7Применяется обычный керосин, с удельным весом 0,825—0,830
и температурой вспышки не ниже 45°.Закалку тонких изделий, изделий сложных конфигураций
и с резкими переходами из хромоуглеродистой и особенно хромо¬
марганцовистой стали нужно производить в масле. Масло создает
медленное охлаждение в мартенситной зоне (250—100°), вследствие
чего уменьшаются напряжения, склонность к растрескиванию
и деформации. Кроме того, закаливающая способность масла почти
не зависит от его температуры в широком диапазоне температур
(до 100°). В настоящее время с успехом применяется минеральное
(веретенное) масло марок 2 и 3. Лишь для мелкого, точного ин¬
струмента, требующего чистой поверхности и точных размеров,
целесообразно применять так называемые свеглокалящие сорта
масел (медицинское и др.).Тяжелые масла (компрессорное, турбинное и др.) обладают
меньшей закаливающей способностью, чем веретенное масло.
Предполагается, что это связано с сильным замедлением скорости175.Фиг. 166. Сравнительная прокали-
ваемость стали ШХ15 в воде, керо¬
сине и масле.
охлаждения м облает беГиштого превращения (400°) [108]. По¬
этому их можно примени I ь только для закалки более тонких изде¬
лий, примем м ним случае получается несколько меньшее короб¬
ление, чем при закалке в веретенном масле. Преимуществом тяже¬
лых масел ммлиетси пх большая стабильность, меньшая скорость
смолообразовании и окисления.При ступенчатой закалке в горячих средах (150—160°) наиболь¬
шей закаливающей способностью, превышающей закаливающую
способность веретенного масла, обладают смеси солей (55% КМОз
и 45% 1\1аМ02) с добавкой к этому количеству 2—2,5% воды. Вода,
кроме того, понижает температуру плавления указанных :олей до1	10—120° и позволяет применять их при сравнительно низких тем¬
пературах ступени. При содержании в смеси 53% К1\Ю3 + 40%
Ыаи02 + 7% ЫаЫОз и 3% воды температура плавления понижает¬
ся до 100°. При содержании воды в смеси более 3—3,5% не только
не повышается закаливающая способность, но появляется опас¬
ность образования мягких пятен на поверхности. Поддержание
заданной концентрации воды производится путем добавки ее не¬
большими порциями в течение рабочего дня из расчета примерно2	л на 100—150 кг соли в сутки [109].Во всех случаях масло, керосин и вода должны равномерно
омывать поверхность изделия и находиться в движении, чтобы
разрушать образовавшуюся пленку паров и усиливать теплоотдачу
равномерно от всей поверхности. При индивидуальной обработке
необходимо обеспечивать движение самих закаливаемых изделий
в закалочной ванне.Фиг. 167. Устройства дляа — валковая установка для закалки колец: 1 — каркас, 2 — ведомый вал. 3 — ведущий вал,
б — общий вид полуавтоматического валкового приспособления для закалки крупных колец,2 — закаливаемое176
Движение закаливающей жидкости или изделий, интенсифици¬
руя охлаждение в области трооститного распада, позволяет нагре¬
вать изделия при закалке до более низких температур.Перемещать изделия нужно так, чтобы не получалось завихре¬
ний, вследствие которых возможно образование мягких участков
с задней стороны изделия (см. фиг. 242).В настоящее время известен ряд механических приспособлений
для закалки колец и других изделий, обеспечивающих интенсивное
перемещение их относительно масла в момент закаливания. Эти
приспособления заменяют «качание» — тяжелый ручной труд рабо¬
чего, быстро перемещавшего изделие в ванне все время, пока онозакалки колец подшипников:4 — электродвигатель, 6 — натяжной ролик, в—цепная передача, 7 — передаточная шестерня,
в—механизмы полуавтоматического валкового приспособления: / — окне
кольцо, 3 — уровень масла в закалочном баке.12 259717/
остывало ниже мнртопппной точки. Приспособления механизируют
этот процесс и по Н10./1ИЮТ в большей степени автоматизировать
весь цикл термической обработки.В подшипипкомоп промышленности широкое распространение
получили валк'оные установки.Валковая установка с вращательно-поступательным движением
имеет ведущий конусный валок и направляющий цилиндрический
валок. Ведущий валок приводится в движение через цепную пере¬
дачу. Направляющий валок связан с ведущим зубчатой передачей.
На фп г. 167, а, приведен чертеж закалочной валковой установки
с добавочным нажиммым роликом. На фиг 167, б, показан общий
вид, а на фиг. 167, в механизмы полуавтоматического валкового
приспособления для закалки крупных колец, конструкции ГПЗ-11
(главный металлург Л. Н. Косачевский).Закалка с применением валковой установки имеет ряд преиму¬
ществ перед обычной закалкой. Вращение колец ускоряет их
охлаждение и делает его строго одинаковым для всех колец. Дли¬
тельность вращения в связи с наличием вращательно-поступатель¬
ного движения может быть очень стабильной. При этом загрузоч¬
ная часть валка непрерывно освобождается и кольца через опре¬
деленное время автоматически сбрасываются с валков на конвейер
закалочного бака.В зависимости от размеров и сечения колец подбирается ско¬
рость их вращения. Приближенно можно считать, что окружная
скорость вращения должна быть 3 м/сек. Влияние скорости и про¬
должительности вращения ниже будут подробно описаны.Удачное полуавтоматическое закалочное приспособление разра¬
ботано на ГПЗ-11 для колец увеличенного диаметра и роликов.По этому же принципу в СКВ НИИЭТО (конструкторы
В. Я. Авербах, С. И. Розанов) сконструировано приспособление
для качания закаливаемых колец и роликов (фиг. 168). Как и вал¬
ковые установки, эти приспособления являются важным звеном
полной автоматизации процесса термической обработки.Приспособление НИИЭТО представляет собой кривошипно-
шатунный механизм, состоящий из вала с двумя кривошипами»
двух шатунов, траверсы, привода и цепной передачи, соединяющей
вал с приводом. В механизм приспособления для качания входят
также загрузочный стол и рама, боковые стенки которой являются*
направляющими для роликов траверсы, получающей возвратно¬
поступательное движение от шатунно-кривошипного механизма..Подъем и опускание стола на траверсу осуществляется двумя-
роликовыми цепями, перекинутыми через две приводные звездочки
и два приводных блока. Вал со звездочками приводится во враще¬
ние гидроцилиндром (на фигуре не показан) через реечную пере¬
дачу.178
179ю»Фиг. 168. Приспособление для качания закаливаемых колец и роликов:1 — рама; 2 — загрузочный стол; 3— направляющий ролик; 4 — кривошип; 5— шатун;
6 — двигатель; 7— редуктор; 8 — конечный выключатель; 9 — траверса.№£■
3. ТЕХНОЛОГИЯ И ОБОРУДОВАНИЕ ДЛЯ ЗАКАЛКИ ДЕТАЛЕЙПОДШИПНИКОВ КАЧЕНИЯЗакалка колецНиже будет описан режим закалки колец подшипников массо¬
вых серии диаметром от 6 до 200 мм и оборудование, применяемое
для этой цели, которое за последние годы достигло большой сте¬
пени механизации и автоматизации.Метод закалки для всей этой группы почти одинаков, за исклю¬
чением очень малых колец, с 'наружным диаметром до 20—25 мм.
Отверстия внутренних колец таких размеров часто не подвергают¬
ся шлифованию и поэтому требуется совершенно чистая закалка.
В этом случае для закалки колец применяется нагрев в цианистых
солях с последующей закалкой в масле.Изделия (обязательно сухие) загружаются связками общим
весом 10—12 кг в ванну, содержащую 7—12% цианистого калия
или натрия и 88—92% .соды и поваренной соли (1 : 1). Температура
нагрева 820—835°. Выдержка в зависимости от величины садки
колеблется от 15 до 30 мин. Охлаждение в масле, подогретом до
40—60°, с последующей промывкой в кипящем содовом растворе
(5—8%), нейтрализацией и отпуском при 150—160° в течение1,5—2 ч.В целях улучшения условий труда нагрева в цианистых солях
или закалки с последующей очисткой песком (травлением) следует
избегать. Нагрев в обычных солях (ВаС12 + КС1; КС1 + ЫаС1),
раскисленных соответствующими раскислителями, позволяет полу¬
чать достаточно чистую поверхность после закалки. Одновременно
отдельные садочные ванны заменяются механизированными ван¬
нами непрерывного действия. В качестве примера приводим описа¬
ние полуавтоматического агрегата для светлой закалки колец, раз¬
работанного А. П. Морозовым, И. В. Орловым и М. П. Кондратье¬
вым и установленного на 4ГПЗ (фиг. 169) [110].Агрегат состоит из: 1)' печи 1 для сушки деталей, представляю¬
щей собой обычную открытую низкотемпературную камеру с элект¬
ронагревателем, смонтированным на дне; 2) электродной печи-
ванны 2 садочного типа для подогрева деталей, мощностью 100/сет;
3) электродной печи-ванны 3 для нагрева деталей, мощностью
100 кет; 4) масляного закалочного бака 4; 5) механизма 5 пере¬
броса садки; 6) механизма 6 качания садки; 7) моечной машины 7
для промывки деталей от масла и соли; 8) комплекта ванн 8, 9, 10
для промывки деталей в слабом водном растворе кислоты, в воде
и для пассивирования; 9) конвейерной отпускной печи 11 мощ¬
ностью 70 кет; 10) цепного конвейера 12.Весь цикл термической обработки состоит в следующем.Кольца диаметром 10—50 мм нанизываются на проволоку
и © виде связок надеваются на крючки-подвески в количестве до
25—30 кг. Шагающим механизмом переброса 5 садка переносится
в камеру 1 для сушки, где высушивается от влаги и нагревается
180
до 130—150°. После суш¬
ки тем же механизмом
садка перебрасывается в
первую электродную ван¬
ну 2, где подогревается до
750°. Затем кольца пере¬
брасываются во вторую
ванну 3, где нагревается
до 840°. После соответ¬
ствующей выдержки сад¬
ка переносится в закалоч¬
ный бак 4 для охлаждения
и затем поступает в моеч¬
ную машину 7, где силь¬
ный душ смывает с колец
соль и масло. Для окон¬
чательной промывки де¬
талей они поступают в
ванну 8 с водным раство¬
ром ингибированной со¬
ляной кислоты и снова
промываются водой в ван¬
не 9. Горячий водный рас¬
твор нитрита натрия (2—
/ 3% МаЫО*) в ванне 10
позволяет предохранить
детали от последующего
ржавления. После анти¬
коррозийной обработки
кольца сбрасываются на
конвейер отпускной пе¬
чи 11. Штанга, на которой
была подвешена садка,
автоматически переносит¬
ся цепным конвейером
обратно к месту загрузки
колец.Механизмы переброса
садок колец имеют инди¬
видуальные приводы,
сблокированные так, что
садка может быть пере¬
несена в ту или другую
іванну только в том слу¬
чае, если предыдущая
ванна освобождена от де¬
талей.181
Мроизнодпгелыюси. I л кого агрегата 250 кг/ч. Он позволяет
отказап.ся 01 применения ручного труда при нагреве в цианистых
солях или при очпгже песком. Закалка в автоматизированном
агрегате с нагретом и расплавленных солях, температура которых
автоматически регулируется, обеспечивает наиболее однородный
нагрей как отдельного изделия, так и всей партии закаливаемых
колец, »то позволяет получить наиболее высокое качество готовых
изделий.Очистка ван« от твердых осадков производится один раз в смену
ковшом с длинным рычагом, подвешенным к подъемнику (тали).
Осадки, зачерпнутые со дна ванны, переливаются в бак-тележку
и удаляются из цеха. Особых трудностей очистка ванны не пред¬
ставляет.Нагрев в солях имеет еще одно важное преимущество — позво¬
ляет несколько снизить температуру закалки. Как будет показано
далее, такой нагрев приводит к значительному снижению оваль¬
ности и коробления колец.Если получение очень чистой 'поверхности не обязательно, мел¬
кие кольца нагревают в роторных печах. Режим закалки и отпуска
аналогичен режиму для соответствующих размеров роликов
(см. ниже).Остальные кольца нагреваются в непрерывной конвейерной
печи, продольный разрез которой показан на фиг. 170 (см. вклей¬
ку). Здесь на двух барабанах.7, насаженных на полый вал, натя¬
нут пластинчатый конвейер 8, набранный из тонких жароупорных
звеньев. Рабочая площадь конвейера 420x3500 мм. Жароупорные
валики 9, расположенные вдоль печи, поддерживают разогретый
конвейер от провисания.На своде печи и внутри конвейерной ленты укреплены три сек¬
ции ленточных нагревателей (3X20 мм), обогревающих нагружен¬
ные на конвейер кольца сверху и снизу. Такое расположение нагре¬
вателей позволяет равномерно нагревать изделия по всей ширине
конвейера. Каждая секция нагревателей регулируется самостоя¬
тельно терморегулятором. Мощность секций: I — 60/свг, II—35 кет
и III — 25—30 кет. Ток напряжением 120 в подводится непосред¬
ственно от понизительного трансформатора. Подключение печей
к трехфазной сети напряжением 380 в менее целесообразно, ввиду
того что меняющаяся в цепи нагрузка вызывает сдвиг напряжения
между фазами. Последнее, в свою очередь, ведет к неустойчивому
тепловому режиму самих нагревателей и обогреваемых ими изде-и *ЛИИ.Кольца загружаются вручную на небольшой рольганг или
встряхивающий наклонный столик 10, по которому они переме¬
щаются на конвейер 8. Скорость хода конвейера регулируется ко¬
нусным фрикционным редуктором 11, при помощи которого вы¬
держка при нагреве может меняться от 20 до 100 мин ступенями
через 5—6 мин. Проходя через печь, кольца нагреваются в первой
и частично во второй Зоне. В третьей зоне происходит выдержка182
при заданной температуре. Прогретые кольца через закрытый ло¬
ток 12 падают в масляный закалочный бак 2, установленный ниже
уровня пола. Конвейером 13, находящимся в баке, кольца вытаски¬
ваются и подаются на дальнейшие операции (промывка, отпуск).
Крупные кольца, диаметром выше 180—200 мм, снимаются с кон¬
вейера крючком вручную или закаливаются на приспособлении,
показанном на фиг. 168.Производительность печи от 150 до 280 кг/ч. Соблюдение необ¬
ходимого графика распределения температуры по длине печи дости¬
гается правильным распределением нагревателей по зонам печи,
регулированием температуры зон и в некоторых случаях добавле¬
нием нагревательных элементов в местах подстывания печи (напри¬
мер, торец задней стенки и др.).Приведем кратко описание режимов обработки колец подшип¬
ников в конвейерной печи (табл. 37).Таблица 37Размер колец в ммТемпература
нагрева
в °СПродолжи¬
тельность
нагрева
в минОхлаждающая средаТолщинастенкиНаружныйдиаметр2—33—9
9—15
15—2530—6030—8080—120100—240820—830830—840835—845845—85520—3025—4030—5045—75Минеральное (веретен¬
ное 3) масло с температу¬
рой 25—40°Продолжительность нагрева регулируется в зависимости от ве¬
личины нагрузки на конвейер. Для получения однородной каче¬
ственной закалки целесообразно было бы загружать конвейер
в один ряд, однако производительность закалочного агрегата тогда
будет занижена, поэтому допускается загружать кольца в два-три
ряда, следя при этом чтобы высота загрузки была одинаковой
и не превышала 70—75 мм (для наиболее ответственных изделий
55—60 мм). При увеличении загрузки продолжительность нагрева
должна быть увеличена на 15—20%.Для увеличения производительности печи можно также приме¬
нить ускорение прогрева изделий путем повышения мощности и тем¬
пературы в первой зоне и соответствующего увеличения загруз¬
ки печи.Однако эти мероприятия возможны только до некоторого пре¬
дела, выше которого качество изделий ухудшается, в связи с тем
что такой форсированный нагрев большой массы изделий ведет
к неоднородности их прогрева. Кольца (или ролики), нагреваясь
в разных тепловых условиях, в течение различного времени, имеют
после закалки неодинаковую структуру и твердость.Известен ряд усовершенствований описанной выше конвейерной
печи (фиг. 170), внесенных на подшипниковых заводах, для увели-183
ченин пропускной спосоГнтстп печи, более качественного нагрева
п устранения некоторых грудиостей в эксплуатации.На 8Г11И |1М| но достигнуто путем удлинения первой зоны
па 800 мм. И сии )н с н им производительность печи (К-160) воз¬
росла на 1Г>%. Простои печи сокращены путем улучшения эксплуа¬
тации и ремонта нагревательных элементов. -Па 9ГПЗ производительность печей типа К-160 достигнута
также путем форсирования нагрева в I зоне. Для этой цели первая
зона разбита па две равные зоны, в связи с чем печь стала четырех-
зопиой. Распределение температур по зонам следующее: I зона 810°,II	зона 855°, III зона 845° и IV зона 840°. Это позволило ускорить
продвижение колец через печь без уменьшения выдержки при тем¬
пературе нагрева.На 4ГПЗ (А. П. Морозов) повышение производительности пе¬
чей (фиг. 170) и улучшение условий нагрева достигнуто путем
их удлинения.На фиг. 171 (см. вклейку) показана та же печь, что и на
фиг. 170, после ее модернизации. Между разрезами печи АЛ и ББ
вставлена вставка длиной 1350 мм, внутренняя конструкция кото¬
рой строго соответствует остальной части печй, т. е. печь и кон¬
вейер печи удлинены без изменения внутренней конструкции. Рас¬
положение роликовых опор конвейера, нагревателей, кладки ана¬
логично основной печи. Вставная часть обогревается такими же
нагревателями, для чего печь снабжена еще одной группой нагре¬
вателей, мощностью 30 кет, регулируемой от самостоятельного
терморегулятора.Такая печь позволяет для одних и тех же деталей увеличить
на 15—18% скорость движения конвейера по сравнению со ско¬
ростью конвейера в обычной печи (фиг. 170). Это дает возмож¬
ность, наряду с увеличением производительности на 25—30%, зна¬
чительно быстрее продвигать изделия через зону подстуживания,
начинающуюся при приближении деталей к охлаждаемому бара¬
бану и простирающуюся до самого падения их в бак. Величина
подстуживания при этом сильно уменьшается, что позволяет соот¬
ветственно снизить общую температуру печи без ухудшения зака¬
ливаемости. Этим улучшается структура изделий, уменьшается
опасность их перегрева и растрескивания. Удельный расход элек¬
троэнергии так же несколько уменьшается (до 20%).Отечественная промышленность выпускает конвейерные элек¬
трические печи типов К-90, К-130, К-170 мощностью соответственно
90, 130, 170 кет. Печи К-130 и К-170 являются высокопроизводи¬
тельными агрегатами, пригодными для закалки колец и роликов.В этих печах устранен (гл. конструктор В. И. Филиппов) ряд
существенных недостатков печей, выпускавшихся ранее трестом
«Электропечь» (К-80, К-120, К-160). Основной недостаток — боко¬
вое расположение нагревателей па так называемых керамических
«полочках». Такое расположение нагревателей не давало равномер¬
ного нагрева всей массы изделий, находящихся на конвейере.184
Кроме того, нагреватели, экранированные «полочками», быстра
перегорали. Для их ремонта требовалась остановка печи с полным
охлаждением.В печах К-90, К-130 (фиг. 172, см. вклейку) и К-170 ленточные
нагреватели расположены на своде и под конвейерной лентой. На
своде они укреплены на крючках, равномерно распределяясь по
всей ширине свода. Нижние нагреватели, как наиболее опасные
с точки зрения перегорания, сделаны съемными, т. е. могут быть
сменены без остановки печи. Для уменьшения подстуживания ко¬
лец перед падением их в закалочный лоток печь снабжена торцо¬
вым нагревателем, размещенным на выходной стенке печи.Приводная станция и конвейер печи несколько улучшены, что
обеспечивает более длительную и стабильную работу печи. Харак¬
теристики печей приведены в табл. 38.Таблица 38Характеристики печейТип печиК-90К-130К-170Размеры рабочего пространства в мм:длина 	320041805140ширина	375375575высота (по загрузочному окну) . . .180200200Мощность в кет	90+1°%130+10%170+10%Мощность по зонам в квт‘.I607090II303050III	3030Максимальная рабочая температура в °С875875875Производительность (расчетная) в кг/ч .120270330Возможное время пребывания изделии10,5—92,0в печи в мин 	10,0—90,013,0—113,0Максимальная нагрузка на 1 пог. м кон¬вейера в кг/пог. м	404060Примечание. Дополнительный торцовый нагреватель имеет мощность 5 кет.В настоящее время у печей К-90, К-130 и К-170 усилены кон¬
вейеры. Наряду с этими печами, которые теперь имеют шифр
K-90MI, K-130MI и K-170MI выпускаются печи с усиленным штам¬
пованным конвейером (K-90MII, K-130MII и K-170MII) или кон¬
вейером из массивных литых звеньев (K-90MIII; K-130MIII,.
K-170MIII).Вторым вариантом модернизации конвейерных печей являются
печи, снабженные уплотнениями и устройствами для применения
защитных атмосфер. СКВ НИИЭТО (гл. конструктор В. И. Фи¬
липпов) в настоящее время выпускает эти печи двух типоразмеров:
КЗ-6 X 30 с камерой нагрева размером 0,6 X 3 м и КЗ-8 X 40 с ка¬
мерой нагрева размером 0,8 X 4 м. Высота загрузочного окна
100 мм, что определяет максимальные размеры закаливаемого
изделия.На фиг. 173 приведен разрез печи типа КЗ-бхЗО. Каркас печи
и подшипниковая группа валов конвейера герметизированы, что185
тся	jaяз	erX	£>Cl	g(L)	О»s	ex<D	Hca	^X	a>°	s^	л•R °S
H £«t
СЧ ’ö<o.£UК©о
■ о
S
к ЙеС=КОо вв
со f-Х1
«9 І
со пI я I<N §0 ..» (- . . СЗК та 03 «^ “ ь ап п ? °>>p-ï о.
О-« q фXо. 1а> VD
2* -
S'® S— X о
•* О Ь
та g с186
обеспечивает газоплотность печи. Загрузка осуществляется при
помощи пульсирующего механизма 1 через форкаме-ру 2 со штор¬
ками, уменьшающими тепловые потери и расход защитного газа.
Зигзагообразные нагреватели 3 расположены на своде и на поду,
а также на торцовой стенке со стороны разгрузки и на боковых
стенках — со стороны загрузки. Печь снабжена трубопроводом для
подвода газа в трех точках боковой стенки и приборами для кон¬
троля газа. Печь питается по зонам от сети 380 в через индиви¬
дуальные понизительные трансформаторы. Привод вала конвейера
питается от сети переменного тока через селеновые выпрямители
и позволяет плавно менять скорость конвейерной ленты.Характеристика печей КЗ-6ХЗО и КЗ-8Х40 приведена в табл. 39.Таблица 39Характеристика печейТип печиКЗ-6ХЗОКЗ-8Х40Размеры рабочего пространства в мм:длина	 . , .ширина (конвейерной ленты)	.высота (загрузочного окна) 	Мощность по зонам в кетI	 ...II....*..* ...> ... • ••>.
III	■VМощность печи в кет	 с • .Максимальная рабочая температура в °С 	Производительность в кг/ч		Максимальная нагрузка на 1 пог. м конвейера в кГ
Возможное время пребывания изделий в печи в минАтмосфера 	Расход газа в м5/ч 	300060010080+10%40+10%40+10%160+10%900°225—36015020—80Защитная254000800100Ю0+10%75+Ю%50+10%
225+10%
900°
400—640
220
20—80
Защитная
40В целях максимальной механизации процесса нагрева колец
перед их индивидуальной подачей в закалочные устройства
СКВ ВНИИЭТО спроектированы закалочно-отпускные агрегаты,
укомплектованные ручьевыми электропечами (типов ОКБ-846 и
ОКБ-847).Ручьевые электропечи (фиг. 174) предназначены специально
для нагрева подшипниковых колец под закалку. Нагреваемые
кольца перемещаются в печи через всю ее длину перекатыванием
на ребре по специальным каналам подовой плиты 1. Сверху каж¬
дого канала со стороны загрузки (на 1 м длины) имеются ограж¬
дения. Через загрузочный бункер 2 кольца поступают в ручьи
печи, имеющие определенную ширину, для каждого кольца. Про¬
талкивание колец в печь осуществляется толкательным механиз¬
мом 3, который состоит из рычагов, приводимых в движение соот¬
ветствующими кулачками, расположенными на валу. Кулачковый
вал вращается от привода 4, снабженного электромагнитным ко¬
лодочным тормозом.187
то	;	1 к-^4—то
Нагрев изделия осуществляется зигзагообразными нагреватель¬
ными элементами, выполненными из нихромовой проволоки диа¬
метром 9 мм. Сводовые 5 и торцовые 6 нагреватели размещены на
крючках, вделанных соответственно в футеровку свода и торцовой
стенки. Подовые нагреватели 7 выполнены выемными. Каркас пе¬
чи 8 сделан сварным газонепроницаемым. Сводовая крышка 9
может сниматься, и тогда доступ в камеру печи делается сво¬
бодным.Печь имеет по восемь ручьев шириной 40 (тип. ОКБ-846) и 32 мм
(тип. ОКБ-847). На выходе из печи ручьи могут быть дополнены
индивидуальными лотковыми ручьями, которые будут подавать
кольца к тому или иному закалочному устройству. Расположение
лотковых ручьев может быть различным и определяется характером
расположения закалочных устройств (см. фиг. 174).Оба типа печей имеют мощность 165 кет. Производительность
печей 310 кг/ч. Печь имеет три тепловые зоны с индивидуальным
питанием от понизительных трансформаторов. Атмосфера печи за¬
щитная с расходом газа 60 мг/ч. Дополнительная газовая завеса,
установленная у выхода из печи, потребляет еще 6—8 ж3/ч защит¬
ного газа.Печь имеет размеры (по загрузочному окну): ширина 580 мм,
высота 250 мм, длина 2700 мм. Длина ручьев 3500 мм.Агрегат, кроме ручьевой печи, укомплектован, как и другие
закалочно-отпускные агрегаты, закалочными устройствами, баком
с конвейером, моечной машиной и отпускной печью. Весь поток
закалки колец механизирован. Отпускная печь типа ОКБ-844, кото¬
рая укомплектовывает агрегат, имеет мощность 75 кет и размеры:
ширина 1200 мм, высота 415 мм и длина 5700 мм. Производитель¬
ность печи 300—480 кг/ч.Для осуществления полной автоматизации процесса термической
обработки необходимо механизировать загрузку изделий. Загрузка
ручьев печей легко выполняется простейшими накопителями
с ручьевыми распределителями. Для загрузки конвейерных печей
с пульсирующим загрузочным устройством и печей с пульсирую¬
щим подом (см. ниже) может быть использовано загрузочное
устройство, применяемое на 1ГПЗ (фиг. 175).Кольца после токарной обработки по специальным транспорте¬
рам поступают в магазины-накопители, установленные против каж¬
дой нагревательной печи. Из магазинов-накопителей кольца авто¬
матически поступают и раскладываются на пульсирующие поды
закалочных печей [112].Закалка роликовЗакалка роликов из стали ШХ15 может производиться в выше¬
описанных конвейерных печах. Эти печи применяют при закалке
крупных роликов (d = 15—i—25 мм), которые требуют длительного
нагрева.189
И этом случит режим закалки должен быть следующий
(табл. 40).Таблица 40Мирки СТИЛИДмпмстрроликом II ммТемпература
нагрева в °СПродолжитель¬
ность нагрева
в минОхлаждающаясреда111XI г,15—20
Свыше 20 до 22
» 22 » 25835—845840—850845—85530—4035—4545—60Масло мине¬
ральное (вере¬
тенное 3) с тем¬
пературой
25—40°Для закалки роликов может быть применена печь, конструкция
которой показана на фиг. 176, а. Она также является универсаль-
ной, т. е. годна для закалки колец, роликов и шаров.Фиг. 175. Автоматическая загрузка колец на пульси
рующий под нагревательной печи.Подвижной пульсирующий под /, изготовленный из жароупор¬
ной стали, получает периодические толчки от пружин, натягивае¬
мых вместе с отходящим подом, специальным механизмом. Меха¬
низм пульсации 2, состоящий из электродвигателя, редуктора и
спирального диска, осуществляя толкательное движение, подви¬
гает кольца к закалочному лотку 3.Печь обогревается секциями нагревателей 4, расположенными
на своде и по боковым стенкам печи. Мощность печи 80 кет. Произ¬
водительность печи 40—100 кг/ч, в зависимости от характера изде¬
лий. Благодаря удачному распределению сопротивлений обеспечи¬
ваются исключительно равномерный нагрев и высокое качество
закалки.Для массовой закалки крупных роликов и колец с успехом при¬
меняется печь с пульсирующим подом типа ОКБ-134 (фиг. 176,6).
Печь построена по тому же принципу продвижения деталей пе-190
а)в)Фиг. 176. Закалочные электропечи с пульсирующим подом:а — для закалки колец, роликов и шаров: / — пульсирующий под, 2 — механизм
пульсации, 3 — закалочный лоток, 4 — нагреватели, 5 — механизм подъема крышки,
6— подподовые ролики; б — для закалки крупных колец и роликов типа ОКБ-134:
1 — подовые нагревагелн, 2 — крышка печи, 3 — термопара, 4 — сводовые нагреватели,
5— механизм пульсации, 6' — газовая завеса, 7 — подвод газа, в — выход отходящихгазов, 9 — плита.191
.рподичоскими толчками иода, осуществляемыми специальным ме¬
ханизмом. Мощное п. печи 150 кет сосредоточена на нагревателях,
нынолиншых из мнсспнпом ленты (3,0x35 мм), расположенных
под сводом п под плитой печи и разделенных на три зоны: I—•
60 кат, II 45 кит, III—45 кет (в том числе под плитой, распо¬
ложенной н I и II зонах, по 15 кет). Сводовые нагреватели, выпол¬
ненные п виде шгзагообразной спирали, подвешены стационарно
па крючках. Подовые, как более часто сменяемые, сделаны выем¬
ными. Печь питается от трехфазной сети с напряжением 380 в,
с соединением .нагревателей каждой зоны на «звезду».Общая длина рабочей камеры печи 4550 мм, ширина 650 мм
п высота 160 мм. Рабочая плита имеет длину А м w ширину 580 мм.
Производительность печи при нагреве колец 150—170 кг/ч, при
нагреве роликов 130—150 кг/ч.У этой печи почти отсутствует недостаток, присущий конвейер¬
ным печам (подстуживание изделий у выхода из печи, связанное
с наличием охлаждаемого барабана и люка для падения изделий
в масло). Путем., выноса нагревателей за пределы плиты, так что
они перекрывают люк, удается .поддерживать заданную темпера¬
туру в изделиях до момента закалки! Это исключает подстужива¬
ние и создает хорошие условия для качественной закалки. В связи
с этим температуры нагрева колец и роликов могут быть несколько
понижены (на 5—10°) против указанных в табл. 40. Режимы нагре¬
ва роликов под закалку в печи ОКБ-134 указаны в табл. 41.Таблица 41Марка сталиДиаметр
роликов в ммТемпература
нагрева в °СПродолжи¬
тельность
нагрева в минОхлаждаю¬
щая средаПроизводи¬
тельность
печи
в кг/чШХ1513—18
Свыше 18
до 25825—835835—84545—6060—80Масло мине¬
ральное (вере¬
тенное 3) с
температурой
25—40°130—150130—150Применение высоких температур, указанных в табл. 40 и 41,
возможно только в случае, если исходной структурой * является
однородный мелкозернистый перлит. Так как прокатный металл,
получаемый с металлургических заводов, такой структуры часто
не имеет (неоднородный крупнозернистый перлит), закалка роли¬
ков производится с температур выше 850° и сопровождается обра¬
зованием игольчатого мартенсита. Поэтому массивные ролики из
стали ШХ15 подвергают нормализации или нагревают до бо¬
лее низких температур с -последующей закалкой в воде или
керосине.Большинство заводов нагревает ролики для закалки в ротор¬
ных печах, также обеспечивающих изделиям очень равномерный
нагрев.192
Продольный разрез роторной электрической печи показан на
фиг. 177.Ролики засыпаются в загрузочный бункер 1. Отсюда они посту¬
пают в литой жароупорный шнековый барабан 2 с внутренним
диаметром 280 мм, вращающийся от двигателя 5 через шестерен¬
чатую передачу 6. По спиральному каналу барабана нагреваемые
детали перемещаются к разгрузочному отверстию.Фиг. 177. Роторная электрическая печь для закалки роликов:I — бункер для загрузки роликов; 2 — шнековый жароупорный барабан;3 — желоб для падающих роликов; 4 — многоступенчатая воронка; 5 — дви¬
гатель с цепной передачей; 6' — шестерня, вращающая барабан; 7 — зака¬
лочный бак; 8 — шнековый элеватор для вытаскивания роликов из бака.Из него по вертикальному желобу 3 и многоступенчатой ворон¬
ке 4 изделия подаются в закалочный бак 7, находящийся под
печью. Здесь ролики закаливаются, после чего попадают в шнеко¬
вый элеватор 8, который поднимает изделия из бака и ссыпает их
в кассету или в стоящую рядом отпускную печь.Обогрев печи производится проволочными спиралями, располо¬
женными в несколько рядов вдоль печи. Нагреватели разделены
на две зоны (29 и 13 кет), автоматически регулируемые контакт¬
ным регулятором. Количество витков спирали увеличено к концу
печи, что позволяет поддерживать здесь несколько более высокую
температуру. Мощность печи 42 кет, напряжение тока 220 в. Дей¬
ствительная температура изделий определяется термопарой, встав¬
ляемой в муфель вдоль печи.13 2597	,	193
Муфельная электропечь для термообработки роликов и шариков
модернизирована на 6ГПЗ.Модернизация печи заключается в установке в нагревательной
камере дополнительного роторного муфеля, что позволяет повысить
производительность печи в 2—3,5 раза и снизить удельный расход
электроэнергии с 0,78 до 0,25 квт-ч/кг. Кроме того, достигнута пол¬
ная механизация всего цикла термообработки за счет установки
ленточного транспортера для загрузки обрабатываемых деталей
в муфель печи и механизированного барабана для промывки дета¬
лен после закалки.Тепловой режим закалки роликов в электрических роторных
печах приведен в табл. 42.Таблица 42Марка сталиДиаметр
роликов в ммТемпература
нагрева в °СПродолжи¬
тельность
нагрева в минОхлаждаю¬
щая средаПроизводи¬
тельность
печи в кг/чШХ6
ШХ9
ШХ15
ШХ154—1010—1515—2020—22825—835
835—845
840—850 *
845—85520—2525—3530—4535—50Масло мине¬
ральное (вере¬
тенное 3) с
температурой
25—45°45—5050—5555—6055—60Закалка тонких роликов (иголок) производится в таких же
роторных печах малого размера. Режим нагрева для иголок диа¬
метром 2—4 мм: температура 810—820°; продолжительность 25 мин.
Когда партии тонких роликов малы, их закалку приходится произ¬
водить в камерных печах. Для этого тонкие ролики накладываются
ровным слоем в два-три ряда на небольшие противни, которые
загружаются в печь по несколько штук одновременно таким обра¬
зом, чтобы нагрев по всей площади противней был строго оди¬
наковым.После нагрева при 815—825° в течение 20—25 мин противни
вытаскиваются и ролики высыпаются в масляный бак с сеткой.При изготовлении роликов всех размеров из стали ШХ15 их за¬
калка производится в муфельных печах по следующему режиму
(табл. 43).Таблица 43Марка сталиДиаметр
роликов в ммТемпература
нагрева в °СПродолжитель¬
ность нагрева
в минОхлаждающаясреда111X15До 5820 ±1025—30ВеретенноеСвыше 5 до 10830±1025—30масло 3 с те쬻 10 » 15840±1030—35пературой 25—
40°» 15 » 18845 ±1035—40» 18 » 22850±1045—50Трудности, встречающиеся при закалке крупных роликов, при¬
вели к необходимости более широкого применения стали ШХ15СГ,
194
которая обладает гораздо лучшей прокаливаемостью. Поэтому
в настоящее время большинство роликов диаметром 23 мм и выше
изготовляют из стали ШХ15СГ.Термическая обработка таких роликов (цилиндрических, кони¬
ческих, бочкообразных) диаметром 23—45 мм производится в печах
с пульсирующим подом. Режим закалки приведен в табл. 44 для
цилиндрических и в табл. 45 для бочкообразных и конических
роликов.Таблица 44Марка сталиДиаметр цилинд¬
рических роликов
в ммТемпература
закалки в °СП родол ж ите л ь-
ность нагрева
в минОхлаждающаясреда23—25825*1045—55Масло веретен¬26—30830*1045—55ное 3 с темпе¬ШХ15СГ31—35830±Ю55—6560—75ратурой 25—
45°36—40835*1070—8541—45835 10Таблица 45Марка сталиДиаметр бочкооб¬
разных и кониче¬
ских роликов
(максимальный)
в ммТемпература
закалки в °СПродолжитель¬
ность нагрева
в минОхлаждающаясреда' ШХ15СГ* Режим зака
изделий».23—2526-3031—3536—4041—45*лки самых крупнь825± 10
825 ±10
830± 10
830 ±10
830 ±10х роликов описан40—5045—5050—6055—6560—75ниже, в разделе «ЗаМасло веретен¬
ное 3 с темпе¬
ратурой 25—
40°калка массивныхДля ликвидации забоин, образующихся при падении крупных
роликов в масляный бак, над конвейером бака устанавливают дере¬
вянные отражатели. ВНИИЭТО спроектирован для этой цели спе¬
циальный закалочный бак типа ОКБ-679. В нем сделан ступенча¬
тый спускной лоток 2 из дерева (фиг. 178), смягчающий удары ро¬
ликов при их падении в масло. Пройдя удлиненный путь, ролики
успевают охладиться ниже мартенситной точки и затем попадают
на конвейер 3, который забирает их и подает в отпускную печь.
Для ускорения охлаждения на конвейере бак снабжен специальным
потокообразователем 4, который создает интенсивный поток масла
над роликами. Объем масла в баке 12 ж3.Закалка шаровТепловой режим закалки шаров всех типоразмеров может быть
разбит на несколько групп.|:г	*	195
ггI.44—г* -I:1195Фиг. 178. Бак для закалки крупных роликов:
корпус бака; 2 — спускной лоток; 3 — конвейер: 4 — потокообразователь масла
Ш а ры первой группы, диаметром до 17/з2/г (13 мм), на¬
греваются в роторных печах (фиг. 179) того же типа, что и для ро¬
ликов, с несколько видоизмененным загрузочным приспособлением,
имеющим приемный бункер 1 с распределительным устройством,
вращающийся синхронно с барабаном 2. Шары из барабана по вер¬
тикальной трубе падают в наклонный желоб 3, который для удли¬
нения пути делается сдвоенным. Шнековый элеватор 4 поднимает
шары из бака и ссылает их © кассеты или вертикальную чашечную
отпускную печь 5.Фиг. 179. Печь для закалки шаров;I — приемный бункер с распределительным устройством; 2 — барабан; 3 — наклонный
желоб; 4 — элеватор; 5 — отпускная чашечная печь; 6 — моечная машина.Для закалки шаров первой группы может быть с успехом также
использован агрегат, сконструированный ОКБ «Электропечь»
(фиг. 180, см. вклейку).Агрегат состоит из печи для закалки, аналогичной описанной
на фиг. 179, с несколько видоизмененным загрузочным устройством.
Это барабанная муфельная печь мощностью 30 кет, с длиной бара¬
бана 1200 мм и диаметром (внутренним) 200 мм. Производитель¬
ность печи 30—35 кг/ч. Шары после закалки вытаскиваются эле¬
ватором из бака и пересыпаются в барабанную моечную машину.
Промытые шары поступают на отпуск в барабанную отпускную
печь. В отличие от отпускных печей других типов, шары в этой печи
обогреваются горячим воздухом. Калорифер мощностью 15 кет,
установленный над барабаном, обогревает воздух, который воз¬
духодувкой принудительно прогоняется через печь и обогревает
шары или мелкие кольца. Длина барабана 2750 мм, диаметр 400 мм.По технологическим свойствам этот агрегат вполне удовлетво¬
ряет требованиям качественной закалки шаров. Его недостаток —197
сравнительно малая производительность и потребность в увеличен¬
ных площадях.Закалка шаров первой группы (производится в масле. Режим
нагрева шаров следующий (табл. 46).Таблица 46Размеров шлрои
н дюймахТемпература
нагрева в °СПродолжитель¬
ность нагрева
в минОхлаждающая средаДо V*
V 8 V 323/l6 3/813/32-V2810—815815—820820—830825—83515—2020—2222—2525—30^ Масло минеральное (ве-
| ретенное 3) с темпе-
' ратурой 60—80°То же с температу¬
рой 25—45°То жеСамые мелкие шары (до ,/в"), если их партии малы и недоста¬
точны для запрузки в роторную печь, нагреваются в камерных печах
по тому же режиму, что и тонкие ролики.Ш а ры второй группы диаметром от 17/з2 до Р/г" нагре¬
ваются в таких же роторных печах, как и в описанном выше слу¬
чае, но закаливаются в воде. Бак, находящийся под печью, зали¬
вается водой с добавлением 3,5—5% соды. Бак включается в охла¬
дительную систему, общую для всех водяных баков, с тем чтобы
температу-ра (воды не поднималась выше 40—45°.Режим нагрева для второй группы следующий (табл. 47).Таблица 47Размер шаров
в дюймахТемпература нагрева
в °СП родолжнтель ность
нагрева в минПроизводительность
печи в кг/н9/х6-21/32820 ±102560—65П/16-25/з2825 ±102565—7013/16—1 5/16830 ±103070—7531/з2-15/32835 ±1030—3575—8013/16-1П/32840± 1035—4075—8013/в	IV 2845± 1040—4570—75На 4ГПЗ А. П. Морозовым осуществлена комбинация печного
и индукционного нагрева шаров под закалку.Закалка шаров с применением только индукционного нагрева
не позволяет получпть необходимую структуру, так как при кратко-
«фе.менном нагреве не успевает произойти необходимое насыщение
твердого раствора. Поэтому индукционный нагрев используется
для скоростного подогрева шаров, чтобы они уже нагретыми посту¬
пали в муфель печи. Проходя по муфелю шары выдерживаются
© течение времени, необходимого для насыщения твердого раство¬
ра, после чего поступают на закалку.193
Созданная для этой цели комбинированная установка позво¬
ляет резко ускорить нагрев шаров без ухудшения их качества.Установка (фиг. 181) состоит из: 1) загрузочного механизма
в составе бункера 2 с диском и толкателя /; 2) индуктора 3, питае¬
мого от машинного генератора с частотой тока 2500 гц и напряже¬
нием 750 в; 3) муфельной электропечи 5 типа Б-70.Шары, загруженные в бункер, подаются диском к толкателю,
который проталкивает их через индуктор. В индукторе они нагре-нагревом:1 — толкатель; 2 — бункер с диском; 3 — индуктор; 4 — муфель элект¬
ропечи; 5 — электропечь; б — приемная воронка; 7 — шнековый элеватор;8 — закалочный бак; 9 — кассета для закаленных шаров.ваются до температуры закалки и нагретыми поступают в муфель 4
электропечи 5 Б-70. Пройдя в течение 10—15 мин муфель при за¬
данной температуре, шары попадают в приемную воронку 6 и зака¬
ливаются, после чего поступают на отпуск.Комбинированная установка с ускоренным нагревом позволяет
включить закалку шаров в непрерывный производственный поток.
Отпуск должен производиться в механизированных печах с прину¬
дительной циркуляцией горячего воздуха (см. фиг. 268).Шары третьей груп-пы диаметром Р/г" и более подвер¬
гаются индивидуальной закалке. Режим нагрева и охлаждения для
шаров разных размеров различен.Большие серии шаров диаметром 17г—21/г,/ нагреваются на про¬
тивнях в конвейерных или карусельных печах до 840—850° в тече¬
ние 50 мин и закаливаются в качалках в водно-содовом растворе
(3,5—5% соды). Более крупные шары, диаметром 3—8", нагре¬
ваются в соляных ваннах с закалкой в воде или керосине.199
сравнительно малая производительность и потребность в увеличен¬
ных площадях.Закалка шаров первой группы производится в масле. Режим
нагрева шаров следующий (табл. 46).Таблица 46Размерен) шлроп
н дюймахТемпература
нагрева в °СПродолжитель¬
ность нагрева
в минОхлаждающая средаДо V«
Vg V 323/l6 3/813/32-V2810—815815—820820—830825—83515—2020—2222—2525—30^ Масло минеральное (ве-
| ретенное 3) с темпе-
' ратурой 60—80°То же с температу¬
рой 25—45°То жеСамые мелкие шары (до ’/в")» если их партии малы и недоста¬
точны для запрузки в роторную печь, нагреваются в камерных печах
по тому же режиму, что и тонкие ролики.Шары второй группы диаметром от 17/зг до Р/г" нагре¬
ваются в таких же роторных печах, как и в описанном выше слу¬
чае, но закаливаются в воде. Бак, находящийся под печью, зали¬
вается водой с добавлением 3,5—5% соды. Бак включается в охла¬
дительную систему, общую для всех водяных баков, с тем чтобы
температура (воды не поднималась выше 40—45°.Режим нагрева для второй группы следующий (табл. 47).Таблица 47Размер шаров
в дюймахТемпература нагрева
в °СП родолжнтель ность
нагрева в минПроизводительность
печи в кг/ч9/16-21/з2820 ±102560—65П/16-25/з2825 ±102565—7013/16—1 5/16830 ±103070—7531/з2-15/з2835 ±1030—3575—8013/16-1П/32840± 1035—4075—8013/8-11/2845± 1040—4570—75На 4ГПЗ А. П. Морозовым осуществлена комбинация печного
и индукционного нагрева шаров под закалку.Закалка шаров с применением только индукционного нагрева
не позволяет получить необходимую структуру, так как при кратко-
(временном нагреве не успевает произойти необходимое насыщение
твердого раствора. Поэтому индукционный нагрев используется
для скоростного подогрева шаров, чтобы они уже нагретыми посту¬
пали в муфель печи. Проходя по муфелю шары выдерживаются
© течение времени, необходимого для насыщения твердого раство¬
ра, после чего поступают на закалку.1981
Созданная для этой цели комбинированная установка позво¬
ляет резко ускорить нагрев шаров без ухудшения их качества.Установка (фиг. 181) состоит из: 1) загрузочного механизма
в составе бункера 2 с диском и толкателя /; 2) индуктора 3, питае¬
мого от машинного генератора с частотой тока 2500 гц и напряже¬
нием 750 в; 3) муфельной электропечи 5 типа Б-70.Шары, загруженные в бункер, подаются диском к толкателю,
который проталкивает их через индуктор. В индукторе они нагре-Фиг. 181. Установка для закалки шаров с индукционнымнагревом:1 — толкатель; 2 — бункер с диском; 3 — индуктор; 4 — муфель элект¬
ропечи; 5 — электропечь; 6 — приемная воронка; 7 — шнековый элеватор;8 — закалочный бак; 9— кассета для закаленных шаров.ваются до температуры закалки и нагретыми поступают в муфель 4
электропечи 5 Б-70. Пройдя в течение 10—15 мин муфель при за¬
данной температуре, шары попадают в приемную воронку 6 и зака¬
ливаются, после чего поступают на отпуск.Комбинированная установка с ускоренным нагревом позволяет
включить закалку шаров в непрерывный производственный поток.
Отпуск должен производиться в механизированных печах с прину¬
дительной циркуляцией горячего воздуха (ом. фиг. 268).Шары третьей группы диаметром 1 Уг" и более подвер¬
гаются индивидуальной закалке. Режим нагрева и охлаждения для
шаров разных размеров различен.Большие серии шаров диаметром I1/*—2y2" нагреваются на про¬
тивнях в конвейерных или карусельных печах до 840—850° в тече¬
ние 50 мин и закаливаются в качалках в водно-содовом растворе
(3,5—5% соды). Более крупные шары, диаметром 3—8", нагре¬
ваются в соляных ваннах с закалкой в воде или керосине.199
Злкалкл массивных изделийСложность па кал ни массивных изделий вызывается необходи¬
мостью решения днух 1;|дач: во-первых, получить наибольшую глу¬
бину закалки и, во-вторых, максимальную твердость на поверхности.
Оба требования можно было бы до некоторой степени удовлетво¬
рить путем повышения температуры закалки. Однако это приводит
к ухудшению структуры закаленного изделия, к возникновению
напряжении и трещин.Как было показано в главе VI, наиболее важным в этом отно¬
шении является карбидная составляющая, ее форма и дисперсность.Именно от растворимости
карбидов, степени насы¬
щения твердого раствора
углеродом и легирующи¬
ми элементами зависит
прокаливаемость заэвтек-
тоидной стали. Поэтому
изделие, требующее глу¬
бокой закалки, должно
быть приведено к струк¬
туре с наиболее мелкими
карбидами. Это может
быть достигнуто нормали¬
зацией или нормализа¬
цией с последующим ускорением отжигом, чтобы уменьшить опас¬
ность растрескивания при последующем резком охлаждении.С другой стороны, изменением состава стали можно значительно
уменьшить критическую скорость закалки. Очень эффективным
в этом отношении элементом, как известно, является марганец.
Каждая десятая процента марганца, добавленная к хромоуглеро¬
дистой стали с 1,5% хрома, будет в отношении увеличения прока-
ливаемости равнозначна 0,3% хрома.На фиг. 182 показана, по данным А. К. Чебуркова, сравнитель¬
ная прокаливаемость шаров диаметром 200 мм, изготовленных
из стали ШХ15 и стали типа ШХ15, содержащей 1% марганца
(ШХ15Г). Увеличение прокаливаемости очень важно для тяжело-
нагруженных шаров, так как сопротивляемость разрушению при
увеличении прокаливаемости возрастает. В связи с этим возникает
задача подбора состава стали с таким содержанием хрома и мар¬
ганца, который бы, повысив прокаливаемость, не ухудшил ее
свойств.В производстве подшипников большое распространение полу¬
чила сталь марки ШХ15СГ, из которой в настоящее время изготов¬
ляют кольца со стенками толщиной больше 16—18 мм и ролики
диаметром выше 22—25 мм.Закалка массивных изделий из стали ШХ15 представляет зна¬
чительные трудности. Применение резко охлаждающих жидкостей
200Фиг. 182. Распределение твердости по сече¬
нию шаров диаметром 200 мм, закаленных
из соляной ванны в воде.
сопровождается возникновением чрезвычайно больших напряжений
или растрескиванием. В этом случае приходится прибегать к неко¬
торым специальным приемам закалки. Таковы комбинированная
закалка в воде и масле (или воде и керосине), закалка с примене¬
нием так называемого метода купания 1 и т. д.Однако возможности такой закалки очень ограничены для
изделий, от которых требуется особенно высокая твердость
(НРС > 63) на рабочих поверхностях (кольца, шары, валы и т.д.).
тем более, что, наряду с высокой твердостью, от таких деталей
требуется минимальная хрупкость, малое коробление и т. д. Этим
требованиям отвечает лишь хромомарганцовистая сталь, подобная
ШХ15СГ.Для низколегированной хромистой стали типа ШХ15 совмес¬
тить эти требования значительно сложнее. В процессе закалива¬
ния в закаливающей жидкости тепло отводится через поверхность.
Из-за непрерывного пополнения тепла за счет разогретой сердце¬
вины поверхность остывает медленно. Даже применение резких
охлаждающих сред (вода) не позволяет получить на поверхности
массивного изделия после закалки такую высокую твердость
(ЯЯС> 63).Рациональным путем получения такой твердости является
уменьшение запаса тепла в массе закаливаемого изделия. Это
может быть достигнуто только применением поверхностного индук¬
ционного нагрева. Вполне пригодным также является универсаль¬
ный способ нагрева в больших соляных ваннах, хорошо оправдав¬
ший себя в применении к вышеуказанным целям в условиях ша¬
рикоподшипникового и штампового производства.При этом способе применяются две большие тигельные пе¬
чи с любым видом нагрева (преимущественно газовым) или элект¬
родные соляные ванны. Тигель должен иметь диаметр 600—
500 мм и высоту 700—600 мм (в зависимости от размеров зака¬
ливаемых деталей). Тигель изготовляется из любого жароупор¬
ного сплава.^ Электродные ванны, применяемые для этой цели, показаны на
фиг. 183. Рабочий объем ванны 500 X 560 X 700 мм. Ванна имеет
три электрода, расположенные по треугольнику. Расстояние между
электродами 225 мм. Металлический тигель заменен кладкой из
огнеупорного кирпича.В целях предупреждения просачивания соли в ванне применен
промежуточный сварной металлический каркас из листового же¬
леза толщиной 5—10 мм.1 Сущность метода купания состоит в том, что изделие, погруженное в зака¬
ливающую жидкость, охлаждают до 150—170°, затем вынимают на воздух, дают
прогреться поверхностным слоям до 230—260° и снова погружают для охлажде¬
ния до 150—170°. Температура изделия определяется по цветам побежалости,
дымлению масла и т. д. Повторяя эту операцию несколько раз, выравнивают
температуру изделия, после чего медленно охлаждают его на воздухе.201
Ванна питается током низкого напряжения б—12 в от специаль¬
ного трансформатора с несколькими ступенями. Мощность ван¬
ны 80 кет.Преимущество таких ванн перед тигельными заключается в от¬
сутствии больших жароупорных тиглей, отливка которых представ¬
ляет известные трудности.В целях увеличения
полезного объема ванны
электроды располагают
вдоль одной из стенок пе¬
чи. Такое расположение
возможно в том случае,
если регулирование тока,
проходящего через сред¬
ний электрод, будет само- •
стоятельное; в противном
случае средний электрод
очень быстро перегорает.Изделие нагревается с
большой скоростью по¬
следовательно в двух
ваннах, из которых пер¬
вая служит для подогре¬
ва. Время выдержки под¬
бирается так, чтобы пол¬
ностью успела прогреться
только поверхность. Тем¬
пература нагрева, как
правило, берется выше
нормальной1, что при
кратковременной выдерж¬
ке допускается. Изделие,
нагретое с поверхности
до закалочной температу¬
ры, с малым запасом теп¬
ла в сердцевине, погру¬
жается в закаливающую
среду (воду, керосин и
др.), где остывает с боль¬
шой скоростью, соответствующей скорости остывания тонкого из¬
делия с толщиной, равной прогретому слою. Твердость поверхности
при этом получается максимальной (НЯС 65—66). Несмотря на
очень большие скорости нагрева (50—60°/мин), коробление полу¬
чается минимальным, так как сердцевина изделия нагревается не¬
значительно.Фиг. 183. Трехэлектродная соляная ванна для
нагрева крупных изделий.1 Фактическая температура изделия будет несколько ниже температуры ван¬
ны, так как при кратковременной выдержке выравнивание температуры изделия и
ванны не успевает произойти.202
Следует отметить, что и глубина закаленного слоя при этом
может быть получена больше, чем при сквозном нагреве. На
фиг. 184 показан (по данным Я. Селисского и А. Шейна) график
прокаливаемости шестидюймовых шаров, нагретых в двух ваннах
с 'поверхности и в одной ванне насквозь.Приводим пример закалки массивного штампа для вытяжки
конического стакана высотой 120 мм и средним диаметром 250 мм.
Штамп изготовлен из стали X (ШХ15) и весит 25 кг. Основным тре¬
бованием, предъявляемым к штампу, является получение твердости
на работающих поверхностях после закалки и отпуска не ниже
НЯС 60—62, так как замечено, что при меньшей твердости глубо¬
кая вытяжка приводит к быстрому изнашиванию штампа.Чтобы закалить такой
штамп, его укрепляют на
подвесных приспособлениях,
позволяющих погружать
штамп в расплавленную |
соль (см. фиг. 242). Все пе- ^реХОДЫ И ОСТрЫе ВЫТОЧКИ "схобвязывают асбестом, про- ^
мазанным огнеупорной гли¬
ной. Затем штамп слегка
подогревают на крышке	,ванны или в печи до 120-	Расстояние от поверхности150°. После этого его опус-	фиг ,84 Прокаливаемость шеС1ИдЮй-
кают в тигель первой ван- мовых шаров при нагреве:НЫ, НапОЛНеННОЙ расплав-	/— подогрев 800° 20 мин\ нагрев 860° 20 мин',ленной смесью солей (*/з ХЛО-	2 - сквозной нагрев в соляной ванне при 850».ристого бария и 2/з хлорис¬
того калия или 3Д хлористого натрия и хлористого бария). Тем¬
пература ванны 730—740°.В этой ванне штамп подогревается 18—20 мин. Затем его пере¬
носят во вторую соляную ванну того же состава, нагретую до
865—875°, и выдерживают 10:—12 мин. За это время успевают про¬
греться только поверхностные слои штампа, причем до 870°. на¬
греется очень тонкий слой. Выдержка при этой температуре мала,
вследствие чего перегрев не успевает произойти. Нагретое таким
образом изделие охлаждается в большом баке с керосином почти
до нормальной температуры. Твердость поверхностного слоя после
закалки не менее НЯС 63—64, после отпуска при 160—180° не ме¬
нее #/?С 60—62.Более простые по форме изделия (шары, валы и др.) охлаж¬
даются в воде, что позволяет получить после отпуска несколько
более высокую твердость: НЯС 61—63.В табл. 48 приводится режим закалки .некоторых массивных
колец и шаров из стали ШХ15.Если крупные кольца не обладают большой толщиной, соляные
ванны часто используются для сквозного или почти сквозного203
Таблица 481*11 1Ме|1|>1 Il М AI1 емиера-Темпера¬
тура
нагрева
во второй
ванне
в °GГип изделийНо
|>уж-
II ий
ДНИ*
метрТол-
IIIII "ктурл
нагрева
первой
панны
в °СВыдержка
в первой
ванне
в минВыдержка
во второй
ванне
в минОхлаждениеКольцаупорныхподшнпии-ков•11)05805064760—7802530865—87015—1818—20В керосинеШары6"770—78030870—88015—18В воде с до¬8"35—40880—89025—28бавлением
10% солинагрева их с небольшим перегревом сверх обычной закалочной
температуры, допускаемой вследствие кратковременности вы¬
держек.Применение соляных ванн обеспечивает однородность и высо¬
кую производительность нагрева. Коробление колец получается
минимальным. В этом случае режим термической обработки колец
диаметром 200—500 мм, толщиной 20—30 мм и высотой 50—150 мм
следующий. Кольца надеваются на массивный крючок (см.
фиг. 242), на котором погружаются в ванну с расплавленной солью.
В зависимости от высоты колец одновременно загружаются два-три
кольца. Первая ванна имеет температуру 780—800°. После 20—
40 мин выдержки, зависящей от величины садки, кольца перено¬
сятся во вторую ванну, нагретую до 850—860°. Здесь кольца выдер¬
живаются в течение 10—20 мин, после чего их вынимают и пере¬
кладывают на горизонтальную крестовину (см. фиг. 242), вместе
с которой погружают в керосин, если они изготовлены из стали
UL1X15, или в масло, если они изготовлены из стали ШХ15СГ. Сле¬
дует отметить, что сквозной нагрев массивных колец из стали ШХ15
увеличивает опасность образования мягких пятен, в том числе
и при закалке в керосине.Таблица 49Размеры колец в ммКоличествозагружаемыхколецВыдержка в ваннах в мин*НаружныйдиаметрВнутреннийдиаметрВысотав первойво второй260320440530* Температур
дение в керосине225275395470>а первой ванні85100135135>1 790—800°, тем3221іпература втор«30303025эй ванны 850—12—1515—1815—1815—20860“. Охлаж-204
Приводим режимы термической обработки некоторых типичных
массивных колеи (табл. 49).При закалке надо тщательно соблюдать следующие предо¬
сторожности:а)	перед нагревом галтели колец, поднутрения и т. д. должны
быть тщательно забиты асбестом и промазаны огнеупорной глиной;б)	кольца желательно подогреть на крышке печи до 100—150°
для просушивания и во избежание налипании соли при погружении
в ванну;в)	перед погружением колец в закаливаемую жидкость вся соль
должна быть тщательно слита во избежание мягких пятен;г)	погружаемое кольцо должно интенсивно перемещаться (пока¬
чиваться) вдоль оси кольца (см. фиг. 242).Для предотвращения окисления изделий в соляных ваннах
на машиностроительных заводах применяют различные раскисли-
тели. Наиболее употребительным раскислителем является бура.
Хорошие результаты дает раскисление фтористым магнием [123].
На практике применяется также состав: молотый ферросилиций
(150 г), бура (50 г), желтая кровяная соль (50 г) и борная кисло¬
та (50 г)1. Вполне удовлетворительно поглощает кислород уголь,
опускаемый в ванну несколько раз в смену в закрытом дурхшлаге.Пр именение стали ШХ15 для массивных изделий целесообразно
только в индивидуальном или мелкосерийном производстве и огра¬
ничивается размерами, допускающими закалку в соляных ваннах.
При крупносерийном и массовом производстве массивные изделия
следует изготовлять из стали ШХ15СГ2.Термическая обработка массивных изделий из стали ШХ15СГ
несколько упрощается. Температура нагрева в связи с присут¬
ствием 1% марганца снижается на 10—20° по сравнению со сталью
ШХ15 при сквозном нагреве и на 15—25° при нагреве в соляных
ваннах. Что касается охлаждения, то, как уже указывалось, марга¬
нец, уменьшая критическую скорость охлаждения, позволяет при¬
менять более слабые закаливающие жидкости (масло). Этим
удается предотвратить повышенную склонность марганцовистых
сталей к образованию внутренних напряжений при быстром про¬
хождении интервала мартенситного превращения.Режим термической обработки в этом случае сводится к сле¬
дующему. Кольца укладываются по одному или в небольшие стоп¬
ки и нагреваются в рольганговых печах (см. ниже фиг. 186) до сле¬
дующих температур (табл. 50).Суммарная выдержка при нагреве составляет от 1 до 2 ч, в за¬
висимости от толщины и количества изделий, уложенных в стопку.Интенсивное охлаждение колец производится на вращающихся
валковых приспособлениях в течение 4—6 мин или на полуавто-1 Норма указана на одну смену.1 За исключением колец, которые по условиям эксплуатации изготовляются
из цементуемой стали.205
матичсских пульсирующих приспособлениях (см. фиг. 168) до тем¬
пературы, не ирет.мнаюпи'й 150'. После этого кольца охлаждаются
на конвейере и млело до 70—80° и поступают в моечную машину,
где проминаются сначала в горячей (40—60°) воде, а затем в про¬
точной холодной иоде. Для изделий с гарантированной стабиль¬
ностью размеров необходимо применять охлаждение при минусовых
температурах до —10, —20°.Отпуск производится при 160—170° в печах с принудительной
местной циркуляцией воздуха в течение 7—8 ч с момента загрузки.
После шлифования производится дополнительный отпуск при
130—140° в течение 4—6 ч.Массивные ролики из стали ШХ15 (диаметром более 50 мм)
нагреваются в соляных ваннах по режиму: подогрев в первой ваннедо 730—750° в течение 10—12	мин; нагрев во второй ванне
до 855—865° в течение 6—8 мин\
охлаждение в керосине.Массивные ролики из стали
ШХ15£Г нагреваются до темпе¬
ратур, указанных в табл. 51.Нагрев производится в кару¬
сельных или конвейерных печах.
В первом случае ролики охлаж¬
даются индивидуально в механи¬
зированных корзинах — качалках, погруженных в масляный зака¬
лочный бак; во втором — ролики нагреваются на поддонах и зака¬
ливаются в масле на механизированном пульсирующем приспо¬
соблении (см. фиг. 168).Таблица 511Диаметр роликов в ммТемпература нагрева
в °вПро до лж ительность
нагрева в мин40—50830—84060—75Свыше 50 до 60835—84565—80» 60840—85075—90При изготовлении роликов толщиной более 80 мм и колец тол¬
щиной более 40 мм из стали ШХ15СГ закалка их становится за¬
труднительной, а в ряде случаев невозможной. Вследствие этого
приходится прибегать к более дорогим цементуемым сталям, обра¬
ботка которых сопряжена с значительными производственными
трудностями (длительность цикла, длительная занятость оборудо¬
вания и т. д.). Чтобы избежать этого, массивные изделия, которые
при изготовлении из стали ШХ15СГ нельзя закалить в масле1,
следует изготовлять из еще более глубоко-прокаливающихся сталей.1 Закалка стали ШГ 15СГ в воде невозможна из-за возникновения внутрен¬
них напряжений и трещин.206Таблица 50Толщина колец в ммТемпература
нагрева в °0До 30Свыше 30 до 40
» 40 » 50
» 50825—835830—840835—845840—850
Для этой цели, как уже указывалось, некоторые зарубежные
фирмы применяют сталь типа ШХ15 с повышенным содержанием
хрома (до 2%) и небольшим содержанием молибдена (0,25%)-
Такая сталь удовлетворяет поставленному выше требованию и за¬
каливается на высокую твердость при значительно больших сече¬
ниях, чем сталь ШХ15СГ.На фиг. 157 были приведены полосы прокаливаемости стали
ШХ20М; 1,0% С; 0,3—0,5% Мп; 0,2—0,3% Эг, 1,7—1,9% Сг; 0,25—
0,3% Мо) в сравнении'со сталями ШХ15 и ШХ15СГ. Кривые пока¬
зывают, что прокаливаемость стали ШХ20М значительно выше, чем
стали ШХ15СГ. Расстояние от охлаждаемого торца до зоны с твер¬
достью 61 составляет в первом случае 18—25,5 мм и во втором15,5—21 мм\ до зоны с твердостью НЯС 60 соответственно 19—27
и 16—21,5 мм.Значительно большей прокаливаемостью, чем сталь ШХ15СГ,
обладает также безмолибденовая сталь ШХ20Г с повышенным
содержанием хрома и марганца (1,0% С; 0,9—1,2% Мп; 1,7—1,9%
Сг; 0,2—0,3% 31). Наряду с большой прокаливаемостью, эти стали
не только не уступают стандартным сталям 111X15 и ШХ15СГ в проч¬
ности, но даже несколько ее превышают. В частности, сопротивле¬
ние усталости и износоустойчивость этих сталей несколько выше,
чем сталей ШХ15 и ШХ15СГ.Недостатком сталей с повышенным содержанием хрома являет¬
ся более значительная карбидная полосчатость.Оптимальный нагрев сталей ШХ20Г и ШХ20М под закалку не¬
сколько выше, чем для стали ШХ15 и ШХ15СГ, и составляет 860—
865° при тех же выдержках, что и для стандартных сталей. При
нагреве до 865—870° в структуре закаленной стали еще нет иголь¬
чатого мартенсита. При этих температурах закалки для отпуска
изделий на одинаковую твердость применяется температура: для
стали ШХ20Г на 10—15° и для стали ШХ20М на 15—20° выше, чем
для стали ШХ15СГ. Выдержки при отпуске не изменяются.Закалка железнодорожных подшипниковСталь ШХ15СГ принята для роликовых подшипников, изготов¬
ляемых для железнодорожного транспорта. Эти подшипники по
размерам выходят за пределы размеров подшипников, изготовля¬
емых в массовом производстве. С другой стороны, их нельзя от¬
нести к крупногабаритным подшипникам. Железнодорожные под¬
шипники принадлежат к промежуточной группе с размерами
наружных колец 230—400 мм при толщине стенок 15—35 мм.
По условиям эксплуатации эти подшипники должны иметь гаран¬
тированное качество, обеспечивающее безопасность движения.Второй особенностью эксплуатации железнодорожных подшип¬
ников являются значительные динамические нагрузки, восприни¬
маемые подшипниками при ударе бандажа о стыки рельс. Огром¬
ное количество таких ударов дополняет длительные знакоперемен¬
ные нагрузки деталей подшипника динамическими усилиями. Из
этого вытекает, что, кроме хорошей сопротивляемости усталости,207
которую должны иметь железнодорожные подшипники, как всякие
тяжело нагруженные подшипники, они должны еще хорошо сопро¬
тивляться динамической контактной усталости, что требует соче¬
тания высокой твердости, упругости и некоторого запаса вязкости.В связи с этим термическая обработка деталей подшипников
для железнодорожного транспорта должна обеспечивать высокие
качества подшипников, т. е. для деталей этой группы подшипников
должен быть применен оптимальный технологический процесс тер¬
мической обработки и должно быть обеспечено его строгое посто¬
янство в производстве.Как показал опыт, для колец промежуточной группы, к кото¬
рым относятся железнодорожные подшипники, наилучшие резуль¬
таты дает нагрев в соляных ваннах. Такой нагрев создает наиболь¬
шую однородность температур по всему периметру колец. Равно¬
мерно прогретые кольца имеют однородную структуру и твердость,
что обеспечивает их работоспособность. При малом объеме произ¬
водства кольца, надетые по 3—4 шт. на легкие крестовины, опуска¬
ются в строго горизонтальном положении в ванну для подогрева
и затем для сквозного нагрева. Здесь они выдерживаются при
825—835° в течение 30—40 мин и в таком же горизонтальном по¬
ложении погружаются в масло. При этом кольца должны остыть
после закалки до такой температуры (<20°), чтобы исключить
возможность самопроизвольного изменения размеров в дальней¬
шем. После этого кольца поступают на отпуск, который требует
очень тщательного проведения.Отмеченное выше требование гарантированного качества вызы¬
вает необходимость проведения гарантированного отпуска, т. е.
должно быть обеспечено строгое соблюдение выбранного режима
отпуска всех колец и роликов без какого-либо исключения. Как
будет показано далее, такой отпуск можно осуществить или в печах
со сквозной циркуляцией воздуха, или в масляных ваннах.Оборудование для закалки и отпуска железнодорожных под¬
шипников, которым располагает в настоящее время промышлен¬
ность, не является наилучшим. Для термической обработки этих
подшипников следует рекомендовать применение соляных ванн
непрерывного действия с заданным, или, вернее, регулируемым
временем нагрева, с постоянной и автоматически регулируемой
температурой. Предварительно просушенные стопки колец, подве¬
шенные на крестовины, должны принудительно перемещаться
в ванне в течение времени, необходимого для нагрева. Желательно,
чтобы соль в ваннах перемешивалась или чтобы изделия получали
встряхивающие движения и быстро перемещались в соляной ванне.
Это ускоряет нагрев и удаление налипшей при погружении колец
в ванну малотеплопроводной корки соли. Встряхивание позволяет
удалить с колец соль, остающуюся после выемки их из ванны.В этих же ваннах можно нагревать для закалки ролики, укла¬
дывая их предварительно в специальные подвесные кассеты. В ре¬
зультате такого нагрева ролики должны получить наиболее одно¬208
родную структуру и твердость, что крайне важно для их нисокой
работоспособности. Качественную закалку роликов можно шкже
осуществить в печах с пульсирующим подом (см. фиг. 176).Мосле закалки колец в масле необходимо пропустить их через
камеру, где кольца подвергают охлаждению распыленной водой
с гемпературой 15° (с постепенным охлаждением колец до этой
температуры). Отпуск, как уже указывалось, следует проводить
и печах со сквозной циркуляцией воздуха или в масляных ваннах.Па фиг. 185 (см. вклейку) приведена схема механизированного
закалочно-отпускного агрегата для термической обработки дета¬
ли! железнодорожных и других подшипников промежуточной
группы.По этой схеме кольца укладывают в небольшие штабеля на
крестовины, которые крепят на крюк подвесного конвейера. При
помощи последнего кольца проходят весь цикл обработки. Сна¬
чала они просушиваются на обогреваемой плите в открытой футе¬
рованной камере 1 и затем поступают в соляные ванны. Предпо¬
чтительнее иметь две ванны: для подогрева 2 (температура 720°)
и для нагрева 3 (температура 830°) с переброской колец из одной
ванны в другую специальным перегрузочным устройством (на фи¬
гуре не показано), аналогичным устройству 4. Это перегрузочное
устройство состоит из подвесных крючков, которые перемещаются
с большой скоростью от отдельного привода. Подхватывая кольца
за дужку, на которую подвешена крестовина, оно переносит их из
одной ванны в другую.По прошествии заданного времени, регулируемого скоростью
хода конвейера, кольца, нагретые в соляных ваннах до заданной
температуры, перегрузочным устройством 4 перебрасываются в
бак 5 с маслом, где они остывают и одновременно перемещаются
вдоль бака. Все это время подвешенные кольца перемещаются
вдоль своей оси при помощи специальных вибраторов 6, подвешен¬
ных к конвейеру, что ускоряет нагрев колец в соляных ваннах
и охлаждение их в масле. После охлаждения в масле кольца под¬
нимаются конвейером кверху и переносятся в охлаждающее устрой¬
ство типа открытой моечной машины 7, где охлаждаются водяным
душем до 15°. Пройдя далее по открытому пространству, кольца
перегрузочным устройством 8 освобождаются от воды и поступают
в масляную ванну 9 для отпуска. Длина ва^ны рассчитывается
так, чтобы за время продвижения в ванне кольца прошли предна¬
значенный им отпуск с выдержкой 2—3 ч.Такое сокращение продолжительности отпуска возможно при
нагреве в жидких средах, где кольца прогреваются значительно
быстрее, чем в воздушных печах. Нагрев в жидких средах столь
равномерен, что температура отпуска может быть повышена на10—15° без опасности снижения твердости отдельных колец ниже
допустимого.Кроме того, как показали исследования, некоторое повышение
температуры может быть компенсировано сокращением выдержки,И 2597	209
если это повышение происходит в той же температурной области/
и не вызывает каких-либо новых структурных превращений (см.
главу IX). Получаемые после отпуска твердость и прочность зака¬
ленной стали будут в обоих случаях одинаковыми.Даже при этих условиях масляные ванны для отпуска, как,
впрочем, и другие отпускные печи, занимают большие площади.
Поэтому МОЖНО применять воздушные печи С калориферным обо'
гревом горячим воздухом, которые могут быть расположены вер¬
тикально, и обладая рядом преимуществ перед обычными отпуск¬
ными печами, позволяют резко сократить занимаемые площади.Термическая обработка колец в агрегате из соляных ванн имеет
серьезные преимущества. Все кольца проходят совершенно одина¬
ковую обработку, качество которой обеспечивается регулированием
температуры печей и постоянством скорости движения конвейера.
Поскольку все печи имеют жидкую ванну, которая постоянно пере¬
мешивается, колебания температуры ничтожны. Это создает посто¬
янство режима и обеспечивает гарантированное качество про¬
дукции.Агрегат может быть полностью механизирован и автоматизи¬
рован. Исключение ручной выгрузки и перегрузки колец в закалоч¬
ный бак имеет еще одно очень важное преимущество. Оно исклю¬
чает всякие возможные отступления в режиме закалки, которые
могут быть допущены отдельными рабочими, и, следовательно*
делает невозможным проникновение в готовую продукцию дефект¬
ных колец, непригодных для железнодорожных подшипников.Высокие требования, предъявляемые к термической обработке
железнодорожных подшипников, частично удовлетворяются меха¬
низированным агрегатом для закалки колец, спроектированным
НИИЭТО (конструктор А. С. Варшавский) и установленным
на 1ГПЗ.Хотя по условиям качества нагрева этот агрегат уступает соля¬
ным ваннам, он удовлетворяет одному из важнейших требований
термической обработки — исключает ручное закаливание колец,
часто являющееся источником получения отдельных недоброкаче¬
ственных изделий. Агрегат полностью автоматизирован, в нем
замкнут поток операций термической обработки крупных колец,
разорванный в других агрегатах в месте передачи колец от нагре¬
вательной печи в закалочный бак.На фиг. 186 показана закалочная электропечь типа ОКБ-860,
которой укомплектован агрегат. Производительность печи 350 кг[ч,
мощность 180 кет. Печь имеет нагревательную камеру с размера¬
ми 650 X 7100 мм и оборудована рольганговым подом. Высота
загрузочного окна 120 мм. Рольганговый под состоит из двух час¬
тей: рабочей и разгрузочной. Скорость разгрузочного рольганга
в 80 раз быстрее рабочего. Каждая из частей рольганга имеет
свой самостоятельный привод с электродвигателем постоянного
тока, позволяющий изменять число оборотов роликов в соотно¬
шении 1:8.210
VUSCOuл4
о
о.S'о5ои3о»QS3іосо?»О»окоЕâ і
£ -£ я2 4о °£ ЬсаО а
О- %J3:г<ис«СЗяггосаоО.н;>»СО IсосоUК©X*оїй<332асоЕгкSоо,с<ияо14*211
Наличие выходного рольганга, вращающегося с большой ско¬
ростью, позволяет избегать подстуживания и, ускоряя движение
колец, облегчает поштучную перегрузку колец на вращающее
устройство.Кожух печи выполнен сварным, газонепроницаемым, что позво¬
ляет использовать печь с применением защитной атмосферы. За¬
щитный газ подается в рабочее пространство печи через боковые
стенки в четырех точках. Печь разделена на четыре тепловые зоны
с индивидуальным питанием и регулированием температуры каж¬
дой зоны. Агрегат снабжен закалочным баком большой емкос¬
ти (25 .и3).Фиг. 187. Механизированный закалочный бак типа ОКБ-6Ю:/ — перегрузчик; 2 — привод перегрузчика; 3 — валки механизма вращения; 4 — сопроводи¬
тель; 5 — привод сопроводителя; б — бак; 7 — разгрузочный конвейер; 8 — привод конвейера;9 — закаливаемое кольцо.Кольца с наружным диаметром 200—300 мм, движутся в два
ряда по ширине со скоростью 5—7 м/'ч. В конце печи кольца пере¬
ходят на скоростной разгрузочный рольганг, с которого через 3—
4 сек попадают на так называемый перегрузчик закалочного бака
(фиг. 187). Для каждого ряда колец имеется свой перегрузчик /
и своя пара вращающих валков 3. Перегрузчик представляет собой
поворачивающуюся лапу, один конец которой закреплен на оси,
а другой заканчивается совком, на который вталкивается кольцо 9
с разгрузочного рольганга (фиг. 186). Конечное положение коль¬
ца на совке фиксируется козырьком, имеющимся на конце совка,
или регулируемыми упорами.212
При опускании перегрузчика кольцо ставится на вращающиеся
палки 3 (фиг. 187), причем точки опоры кольца на совке опуска¬
ются ниже уровня валков и освобождают кольцо. Кольца, установ¬
ленные на валки, получают вращательно-поступательное движение
п одновременно начинают принудительно перемещаться при помо¬
щи цепного «сопроводителя» 4, расположенного под валками. Коль¬
ца вращаются в масле со скоростью 300—400 об/мин. Длительность
перемещения кольца на валках 7 мин. Через 17—18 мин после
опускания в бак кольца вытаскиваются конвейером из масла при
температуре 50—60°.Недостатком агрегата и в частности печи типа ОКБ-860 являет¬
ся се узкая специализация, т. е. отсутствие универсальности. Вто¬
рым недостатком следует считать необходимость в очень большой
производственной площади.На этом агрегате можно легко осуществить принятые в настоя¬
щее время режимы термической обработки железнодорожных под¬
шипников, указанные в табл. 52.Таблица 52М ірка сталиРазмеры колец, в ммТемпера¬
тура
нагрева
в °СПродолжи¬
тельность
нагрева
в минНаружныйдиаметрТолщинаВ ысота200—300До 1570—80820+1030—40ІІІХ15СГ250—350Свыше 15 до 2090—110825+1035—45300—400» 20 » 25100—120830+1040—50350—450» 25 » 35110—140835+1045—60Опыт работы 8ГПЗ показал, что эти режимы выполнимы не
только на рольганговых, но и на обычных конвейерных печах. При
•»том возможна закалка с нагревом на нижнем пределе, но с значи¬
тельным увеличением выдержки (до 60—70 мин). При такой ско¬
рости хода конвейера и температуре печи по зонам 810—825—825°
прогрев колец диаметром 300 мм и толщиной 15—20 мм занимает
30—40 мин; выдержка при 825° составляет 25—30 мин. Такой на-
I рев с закалкой на валковых установках позволяет получить хоро¬
шую структуру колец, исключает образование трещин и уменьшает
овальность колец.Для массового производства железнодорожных подшипников
на непрерывных поточных линиях СКВ НИИЭТО разработан
т.ткалочно-отпускной агрегат, в котором применена комбинация
индукционного подогрева с нагревом в электрических печах. Агре¬
гат будет описан в разделе. «Термическая обработка подшипни¬
ковой стали с индукционным нагревом».Закалка крупногабаритных подшипниковДля нагрева под закалку крупных колец (D = 600-f-1300 мм)'
применяют шахтные электропечи с внутренними размерами шах-11.|: диаметр 1500 мм, высота 800 мм, с нагревателями, уложенны¬213
ми по стейкам шахты и па дне '. Потребная мощность печи 70—
90 квт\ питание от трехфазпой сети 380 в.Режим термической обработки в этом случае следующий. Коль¬
ца в количестве от 4 до Ю (в зависимости от размера) укладывают
стопкой па подставку так, чтобы обеспечивался равномерный на¬
грев, н опускают в шахтную печь, нагретую до температур, указан¬
ных в табл. 52. Здесь кольца выдерживают 1,5—3,0 ч, включая 30—■60 мин выдержки после нагрева. Закалка всей садки производит¬
ся одновременно в баке с маслом большой емкости. Отпуск колец
производится в шахтных печах с принудительной циркуляцией при
160—170°.Целесообразнее закалку колец большого диаметра производить
в специальных закалочных машинах.На фиг. 188 показан разрез машины для закалки крупногаба¬
ритных колец; вращающийся стол 1 машины может быстро погру¬
жаться в бак 2 с закаливающей жидкостью. Стол вращается от
привода через червячную передачу 3 и перемещается в вертикаль¬
ном направлении от гидравлического подъемника 4. Стол сделан1 В печах последних конструкций нагреватели уложены также в своде
(крышке) печи.214
«п тонких ребер, вдоль которых перемещаются упоры 5, предохра¬
няющие кольца от-появления овальности при закалке.Специальное транспортирующее устройство 6 с большим числом
захватов 7 захватывает кольца из печи и укладывает их на стол,
поднятый из закалочного бака выше уровня масла (фиг. 189).
Предварительно упоры стола раздвигаются до нужного размера
и закрепляются в этом положении. Предпочтительно все упоры раз¬
двигать общим механическим или пневматическим устройством.Уложенное кольцо в горизонтальном положении опускаетсяФиг. 189. Укладка кольца на стол закалочной машины.«месте со столом, приведенным во вращательное движение.1, в бак
с маслом. Специальными пропеллерными мешалками масло также
приводится в движение. При вращении стола в обратном направ¬
лении получается быстрое относительное движение изделия в жид¬
кости. Это позволяет снизить температуру закалки, избежать не¬
равномерной закалки, мягких пятен и т. д. Интенсивность охлаж¬
дения при этом должна регулироваться.Горизонтальное положение изделия на вращающемся столе
и наличие упоров обеспечивают минимальные коробления и оваль¬
ность колец. Передвижные упоры позволяют закаливать кольца
разных размеров без изготовления сложных штампов. Сокращаются
потребные площади и емкости, так 'как размер закалочного бака
может быть значительно уменьшен.1 Скорость вращения 20 об/мин.215
Sf1 §Зизч«С CÏоО*.* «X= 23о г:X* *н- >»X<= с.CLтаsЕ =\о - .
cs - I
u * соrr tz ...
р ас^ J2
Js Чv; ^ °
• • *
л»В * ÿ*	?=
S feg.« ' Xк “§ = 1s** Оов 5 •-
с £»sQ g EfН ° ^2 ЕоС X *
'о^2в У 2
2в о *СО -«
та га X£**--	м<у «с 2° £о	2
о* ° 4Er *=> >*
•*. о *Ё ш IГ О tx
Ь Но ?52 % 5ОXО <* О
°^ 5 =0	s
с: £*
Г et,w , г1	аз
CNi
На фиг. 190 приведен разрез самоцентрирующего разжимного
патрона, применяемого на 1ГПЗ для закалки крупногабаритных
колец. Патрон предназначен для бездеформационной закалки колец
из стали ШХ15СГ с внутренним диаметром 550—1250 мм. Одновре¬
менное раздвигание сменных кулачков, служащих для фиксации
внутреннего диаметра колец, производится коицентрично, при помо¬
щи конической зубчатой передачи, вращаемой вручную.Разжимной патрон смонтирован на массивном столе 1 с направ¬
ляющими пазами. Патрон имеет ручной привод 2 разжимного меха¬
низма. Зубчатое колесо 3 поворачивает втулку 4, по наружной резь¬
бе которой движется по вертикали разжимной конус 5, раздвигаю¬
щий кулачки 6 и 7 при наладке патрона и удерживающий их в тре¬
буемом положении. Настройка кулачков ведется по холодному (не
нагретому) кольцу 8 или 9 после его токарной обработки.В процессе закалки нагретое в шахтной печи кольцо устанавли¬
вается на патрон, который затем погружается в закалочное масло
и одновременно приводится во вращение со скоростью 50 об/мин
(окружная скорость 1,5—3,5 м/сек). При охлаждении кольца до
температуры 'Мартенситного превращения между кольцом и кулач¬
ками в результате тепловой усадки кольца создается натяг, препят¬
ствующий короблению. По мере развития мартенистого превраще¬
ния этот натяг ослабевает и иногда переходит в незначительный
зазор. Деформация в этой стадии незначительна благодаря вра¬
щению кольца.Овальность колец при закалке на этом приспособлении намного
(в 3 раза) меньше, чем при ручной закалке.На патроне кольцо охлаждается в течение 4—6 мин. Дальней¬
шее охлаждение происходит в масле до температуры 50—70°, после
чего кольцо охлаждается в воде.Для тонких крупногабаритных колец целесообразно охлаждение
в масле прервать при 150—180° в аустенитном состоянии, с тем что¬
бы еще горячими выправить их в плоскости. Это делается на
простейшем прессе, состоящем из набора плит. Последующее
охлаждение'—как в предыдущем случае.Ступенчатая закалка тонкостенных изделийЗакалить изделие без коробления, если оно имеет большую про¬
тяженность и малую толщину, очень сложно. Такие изделия коро¬
бятся в нагретом состоянии даже под влиянием собственного веса.
Ко избежание этого требуются известные предосторожности в са¬
мом нагреве (ровный под, равномерный нагрев по всей длине и
т. д.). Изделия должны быть осторожно вынуты из печи, чтобы
они при этом не прогнулись. Охлаждение должно быть с умеренной
гкоростью и максимально однородным. Для этого необходимо ис¬
пользовать способность стали к переохлаждению аустенита и со¬
хранению его в таком состоянии довольно значительное время.217
Наличие в стали 1,5—2% хрома, замедляя распад переохлажден¬
ного аустеиита, облегчает эту задачу.Как показывает наблюдение (см. фиг. 145, а), при температу¬
рах несколько выше мартеиситной точки ( > 200°) превращение
аустеиита в стали типа ШХ15 начинается через 13—15 мин. Изо¬
термическое превращение при этих температурах, если оно и на¬
чалось, протекает очень медленно.По данным В. Дубового [38], превращение переохлажденного
аустеиита при 300° начинается лишь через 13 мин изотермической
выдержки и заканчивается через 2 ч. При 250° превращение начи¬
нается через 15 мин и заканчивается через 22—25 ч. При темпера¬
туре, близкой к 200°, превращение начинается через 35 мин и через
•сутки еще не успевает закончиться.Практически, следовательно, если сталь переохлаждена ниже
350°, т. е. прошла оба интервала ускоренного распада, то при даль¬
нейшем, даже медленном охлаждении превращение начинается
только тогда, когда изделие охладится до температуры начала мар-
тенситного превращения. Это дает возможность широкого примене¬
ния ступенчатой закалки с температурой ступени вблизи точки Мн,
Температура изделия перед превращением выравнивается, и гра¬
диент температур резко сокращается. В этих условиях мартенсит-
ное превращение протекает при малых скоростях охлаждения и од¬
новременно по всему объему. Все это ведет к уменьшению напря¬
жений и резко сокращает возможную деформацию.Прочность и^ вязкость изделий из твердых хромоуглеродистых
сталей при ступенчатой закалке также повышаются, особенно при
высокой температуре нагрева, за счет уменьшения напряжений
и микротрещин.Для иллюстрации приводим данные А. С. Шейна о сравнитель¬
ной контактной прочности стали ШХ15, закаленной в обычном
масле (25—30°) и масле, нагретом до 150° (табл. 53).Таблица 53Режим термической обработкиСредняя контактная
выносливость в часах
(УД- давление о = 500 кГ/ммг)Закалка с 850° в холодном масле 	Закалка с 900° в холодном масле	Закалка с 900° в горячем масле	22874226Табл. 53 показывает, что уменьшение напряжений, достигаемое
при закалке в горячем масле, увеличивает контактную прочность,
стали, закаленной с 900°, до максимальных значений, полученных
при закалке в холодном масле с оптимальной температуры 850э,
В работе [108] показано, что закалка в соляной ванне с темпе¬
ратурой 150° повышает предел прочности на 10—20% с некоторым
увеличением запаса вязкости.218
Для оценки возможных предельных температур ступени приво¬
дим данные для диска толщиной 15 мм из стали ШХ15 (X), нагре¬
того до 850° (табл. 54).Таблица 54Температура
ступени в °СТвердость по Роквеллу, шкала СВыдержка наступени 3 минВыдержка наступени 10 секПослезакалки/Ыосле отпуска
при 150°
с выдержкой
1.5 чПослезакалкиПосле отпуска
при 150°
с выдержкой
1.5 ч35047476663250615966631706160,5636215063636463Для колец подшипников, где после закалки должна быть полу¬
чена твердость не менее НЯС 63, температура ступени должна быть
выбрана в пределах 160—350°, в зависимости от толщины кольца.
Для тонких колец (до 6 мм), где 10-секундная выдержка до¬
статочна, температура ступени может быть любой из вышеназван¬
ных и ее выбор определится производственными соображениями.
Вследствие затруднений с подбором охлаждающих сред, увеличе¬
ния коробления и т< д. температура ступени обычно не превышает
250—260°.Для колец толщиной 15 мм температура ступени должна быть
не более 150°. При более высоких температурах необходимо было
бы значительно увеличивать выдержку на ступени, так как за 10—
15 сек температура изделия на изотермической ступени не успевает
выравняться и ступенчатая закалка не достигнет цели. В то же
время увеличение выдержки привело бы к понижению твердости.
Поэтому для толстых изделий наиболее целесообразной является
температура ступени даже несколько ниже 150°, т. е. 120—130°.
Однако в этом случае затрудняется правка колец под прессом
(если она необходима), так как температура ступени будет ниже
точки Мн и значительная часть превращения аустенита в мартенсит
осуществится уже в процессе охлаждения. В частности, к моменту
остановки при температуре ступени 150° превратится около 10%
лустенита, при 125—130° — около 25%. В самом начале остановки
па ступени распад аустенита идет быстро, и за короткий срок
успевает превратиться еще значительная часть аустенита. По дан¬
ным В. И. Просвирина и С. Д. Энтина [78], через 5 мин выдержки
при 150° количество распавшегося аустенита достигает 40%.Очевидно, учитывая эти соображения, чехословацкий подшип¬
никовый завод, который производит ступенчатую закалку для колец
из стали ШХ15 толщиной до 16 мм, применяет температуру зака¬
лочной ванны 150—160° с выдержкой на ступени 3 мин. Кольца
нагреваются в соляных ваннах и охлаждаются в смеси калиевой219
i! натриевой селитры (I : I), м которую для улучшения закаливаю¬
щей способности периодически добавляется вода.Для колец средних размеров (толщина 6—12 мм) температура
ступени подбирается и комбинации с выдержкой. При температу¬
ре ступени I! пределах 150—250° выдержка колеблется в пределах
от 15 сек до 3 мин. Как правило, чем толще изделие, тем ниже дол¬
жна быть температура ступени и больше выдержка. Одна амери¬
канская фирма, использующая механизированные соляные агрега¬
ты для ступенчатой закалки колец точных подшипников диаметром
до 75 мм и толщиной стенки 7—12 мм применяет следующий ре¬
жим: подогрев до 730° и окончательный нагрев до 860° в солях;
охлаждение в соляной ванне с температурой 250° в течение 2 мин
с последующим охлаждением на воздухе. Английская фирма Гоф¬
ман [39] также применяет механизированные агрегаты из соляных
ванн. Подогрев колец производится при 600°, и окончательный на¬
грев— при 850°. Охлаждаются кольца в соли с температурой 240°.В последние годы был проделан ряд исследований возможности
применения ступенчатой закалки в горячих средах для колец круп¬
носерийного производства, изготовленных из стали ШХ15 [40], [108].
Были изучены результаты применения в качестве закалочной среды
горячего масла или смеси солей (55% KN03 + 45% ИаЫОг) с до¬
бавкой 2—2,5% воды с температурой 150° и выдержкой на ступени3	мин. Установлено, что при таком охлаждении (нагрев 840—845°
в печи или соляной ванне с предварительным подогревом до 700°)
колец типа 312Н (диаметр 130 мм, толщина 7 мм) после закалки
получается вполне удовлетворительная микроструктура и твер¬
дость HRC 63—63,5.Установлено также, что прочность колец, закаленных при ука¬
занном выше режиме, не уступает и даже несколько выше, чем при
обычной закалке в масле. Особенно важной является возможность
резко сократить овальность колец. По наблюдениям авторов при
соблюдении этих режимов овальность колец сокращается на 40%.
а при некотором понижении температуры закалки (до 830°) при на¬
греве в солях — 'в 2 раза. Помимо общеизвестных преимуществ на¬
грева и охлаждения в солях (высокое и однородное качество изде¬
лий), внедрение такого процесса термообработки позволяет сокра¬
тить трудоемкость шлифовальных операций на 20—30.%: Сам
процесс термообработки поддается механизации и автоматизации.
Резкое снижение затрат при нагреве в механизированных соляных
агрегатах получается из-за сокращения контрольных операций, на¬
добность в которых отпадает вследствие возможности соблюсти
строгое и постоянное качество обработки в процессе самого произ¬
водства, оснащенного в этом случае комплектом автоматизирован¬
ного контрольного оборудования.На основании этих исследований СКВ НИИЭТО (Крылов П. А.)
разработало проект механизированной поточной линии для термо¬
обработки в солях колец массового производства диаметром 100—
160 мм. Агрегат (см. фиг. 191) состоит из подогревательной и нагре-220
нательной соляных ванн, закалочной обогреваемой ванны, отпуск¬
ных ванн и т. д.Технологический процесс термической обработки в этом случае
состоит © следующем. Кольца, надетые на подвесках, проходя над
ванной, высушиваются и погружаются в ванну /, нагретую до 700°.
После 6-минутной выдержки кольца перебрасываются специаль¬
ным вертикальным конвейером 9 «во вторую ванну 2 для оконча¬
тельного нагрева до температуры 840°. 11осле 4-ми1нутной выдержки
нагретые кольца перебрасываются в ванну 3, нагретую до 150е для
ступенчатой закалки; продолжительность охлаждения 5 мин. ВыйдяФиг. 191. Схема механизированного агрегата для термообработки колецв солях:/—электродная соляная ванна для подогрева; 2—электродная соляная ванна для на-
грева; 3 — ванна для ступенчатой закалки; 4 — камера воздушного охлаждения; 5 —
ванны для охлаждения и промывки: 6 — установка для обработки холодом: 7 — отпуск¬
ная калориферная печь; 8 — несущий цепной конвейер; 9 — вертикальный конвейер пере¬
броса; 10 — конвейер обратной подачи подвесок.из ванны, кольца поступают в камеру охлаждения 4, где в течение
6—7 мин обдуваются воздухом, и далее в ванны 5 для последую¬
щего охлаждения и промывки. Затем кольца перебрасываются для
окончательного охлаждения в установку 6 для обработки холодом.
Отпуск производится в калориферной печи 7 при 180° е течение
30 мин. Над всеми ваннами проходит конвейер 8, несущий подвески
с кольцами. После каждой ванны установлен перебрасывающий
вертикальный конвейер 9, включающийся автоматически конечни-
ками, срабатывающими от штанг подвесок, передвигающихся кон¬
вейером. Производительность агрегата 300 кг/ч. Установленная
мощность ванн 275 кет. Агрегат снабжен устройством для регене¬
рации соли.Для самых тонких изделий наилучший результат дает приме¬
нение ступенчатой закалки с последующим остыванием под прес¬
сом. Изделия обрабатываются по режиму, указанному в табл. 55.После выдержки в горячем масле в состоянии, в котором преоб¬
ладает переохлажденный аустенит, изделие переносится под пресс,
оснащенный плоскими или фигурными штампами, изготовленными
в точном соответствии с контуром изделия. Здесь изделие зажи¬
мается и оставляется для остывания в течение 1 —1,5 мин, в зави¬
симости от толщины. Еще горячим, с температурой 40—50°, но уже
с преобладающей мартенситной структурой, изделие может быть221
Таблица 55Размеры вммПлощадь попереч¬
ного сечения
изделии в мм2Температура в печи
по зонамВы¬
держка
в печи
в минТемпера¬
тура
масла
в °СВы¬
держка
в масле
в сек®нарёвни/П1111701308,917883084084540110—13012—1514513610,57482583084025130—15010—121291215,72382583084020130—15010—152802524258883084084560110—13035—401201103517582583084025130—15012—15©ынуто для дальнейшего остывания на воздухе. Все искривления
формы, которые были к моменту укладки изделия в штамп, вы*
правлдются при первом нажиме пресса, когда изделие еще нахо¬
дится в пластичном аустенитном
состоянии. Остывание в принуди¬
тельном состоянии не дает воз¬
можности появиться короблению
при прохождении мартенситного
превращения.Для тонких кольцевых изде¬
лий целесообразно применить бо¬
лее сложные штампы, состоящие
из сегментов, расклиниваемых в
момент зажима специальным ко¬
нусом, на который давит пресс
(фиг. 192).Для закалки можно приме¬
нять гидравлические или пневма¬
тические прессы мощностью 5—•
15 г, способные создать длитель¬
ный нажим в нижнем положении
хода поршня.На фиг. 193 показан простей¬
ший пневматический пресс мощ¬
ностью 6—8 т, работающий от
сети сжатого воздуха давлением
4—5 ат.Наклонный воздушный ци¬
линдр позволяет перемещать ра¬
бочий шток пресса на 400—•
450 мм. Вместе со штоком поднимается верхняя часть штампа,
представляющая собой гладкую или иного профиля нажимную
плиту с конусным пуансоиом для расклинивания сегментов ниж¬
ней части штампа. Последняя крепится на диске стола, находя¬
щемся на высоте 700—800 мм от пола.Воздухораспределительная коробка монтируется на общей
с прессом плите вместе с педалью для ножного управления
прессом.Фиг. 192. Штамп для закалки тонко¬
стенных колец:/ — нижняя плита штампа; 2 — подвижные
сегменты; 3 — конус, расклинивающий
сегменты; 4 — пружина; 5 — направляющие
пазы.
Механизация процесса возможна при применении для нагрева
ручьевой печи (фиг. 174), в сочетании с которой можно автомати¬
зировать укладку колец в штамп пресса.Как показали наблюдения А. Шейна и А. Куприяна, правка
колец под прессом после закалки их в горячем масле дает лучший
результат, чем закалка в прессах типа Гл иссон-, поэтому целесооб¬
разнее пользоваться этим методом даже для более толстых колец,
применяя интенсивное охлаждение в масле (120—130°) или другихФиг. 193. Пневматический пресс для закалки (правки) изделий:/ — станина; 2 — воздушный цилиндр; 3 — рабочий шток; 4 — верхняя часть
штампа; 5 — стол для нижней части штампа; 6 — воздухораспределительная ко¬
робка; 7 — подача сжатого воздуха (4 ат) от сети; 8 — подача сжатого воздуха в
верхнюю часть цилиндра; 9 — подача сжатого воздуха в нижнюю часть цилиндра;Ю — педаль включения; 11 — гайка, регулирующая уровень опускания штока.средах с последующим переносом в штамп. При малых сериях
колец может быть применен штамп-оправка, состоящий из опорной
плиты и сменной цилиндрической оправки. Эмпирически найдено,
что диаметр оправки равен или на 0,1—0,5 мм меньше диаметра
кольца в незакаленном состоянии. Высота оправки равняется вы¬
соте кольца плюс 0,05—0,1 мм.Существуют и паллиативы этого метода, заключающиеся
в том, что изделие, охлажденное до изотермической ступени, вы¬
нимают из масла и подвергают ручной правке еще в аустенитном
состоянии. Правка обычно продолжается до такого состояния
изделия, пока оно еще сохраняет значительное количество остаточ-223
иого аустенита и поддается деформированию. Ручная правка
требует хороших практических навыков, особенно когда она ведется
ударами, так как возможно появление трещин или сколов, тем бо¬
лее если правка запаздывает и ведется при температуре, когда
изделие имеет уже хрупкую мартенситную структуру. Кроме того,
в кольцах н инструменте, подвергнутых холодной правке, происхо¬
дит возврат деформации и изменение геометрии изделия. Если
кольцо отпущено, оно вообще почти не поддается правке без неко¬
торого возврата деформации.Во ©сех случаях применения ступенчатой закалки и в особен¬
ности, когда требуется стабильность размеров, изделие должно
быть сразу после закалки охлаждено возможно более глубоко
в целях уменьшения количества остаточного аустенита и его ста¬
билизации. При этом следует иметь в виду, что охлаждение после
температуры ступени должно быть достаточно медленным, чтобы
не вызвать растрескивания. Тонкие изделия следует охлаждать на
спокойном воздухе, более толстые (6—15 мм)—в воздушной
струе. Такое охлаждение в струе воздуха сочетается с непрерывным
производством, так как охлаждение кольца толщиной 8—10 мм
продолжается 5—6 мин, что не превышает длительности нахожде¬
ния колец на выступающей из масла части конвейера закалочного
бака.Лишь после охлаждения колец до 70—80° они могут быть пере¬
даны в двухзонную моечную машину для промывки в горячем со¬
довом растворе с температурой 40—60° и затем в воде с температу¬
рой 15—20°.Кольца, закаленные в горячих средах, как правило, обладают
несколько меньшей стабильностью структуры и размеров, чем при
обычной закалке. Чтобы довести их до практической стабильности,
которую имеют кольца, закаленные в масле при 30—40° и охлаж¬
денные перед отпуском до 15—20° следует кольца, закаленные
в горячих средах, охладить перед отпуском до 0 или —10°.Охлаждение ниже комнатной температуры также должно быть
достаточно медленным, хотя и не должно сопровождаться значи¬
тельными остановками.Изотермическая закалкаСтупенчатая закалка, как было описано выше, имеет целыо
путем кратковременной остановки в районе точки Мн' выравнять
температуру изделия перед мартенсигным превращением, замед-
лит& скорость охлаждения в процессе мартенситного превращения,
а также принудительно (если охлаждение производится в штампе)
сохранить форму изделия в процессе превращения.В отличие от этого изотермическая закалка хромоуглеродистых
сталей преследует цель провести частичное мартенситное превра¬
щение или мартенситное превращение вместе с налагающимся на
него трооститпым превращением при какой-то постоянной темпе-224
ратуре. Уже ступенчатая закалка, замедляя скорость охлаждения
в интервале мартенситного превращения, резко уменьшает внутрен¬
ние напряжения закаленной стали. При изотермической закалке,
когда значительная часть мартенситного и игольчато-трооститного
превращения происходит при повышенной температуре, внутренние
напряжения, образующиеся в процессе самого превращения, мини¬
мальны и, кроме того, рассасываются при длительной выдержке
в горячем состоянии.Можно также предположить, что изотермическая закалка
исключает возможность возникновения необратимых деформаций .
в процессе мгновенного образования игл мартенсита при непрерыв¬
ном охлаждении обычной закалки. В связи с этим от изотермиче¬
ской закалки следует ожидать значительного увеличения прочности
и, в частности, вязкости стали.Подробные исследования [78] влияния изотермической закалки
на статическую и динамическую прочность сталей ШХ15, ШХ6,
ХВГ и других подтверждают указанные положения.Исследование подтвердило наблюдавшиеся ранее факты изо¬
термического образования мартенсита [80], [81], [60], [58], [82] не
только при комнатной температуре, но и при повышенных темпе¬
ратурах.Мартенситное превращение, начавшись при охлаждении ниже
точки Мн , не останавливается при прекращении охлаждения,
а изотермически продолжается дальше. При этом наиболее интен¬
сивно превращение идет в начальный момент изотермической вы¬
держки и затем постепенно затухает.Ход превращения аустенита в стали ШХ15 во времени при раз¬
ных температурах закалочной ванны виден на фиг. 194 [78]. Здесь
кривые А показывают количество остаточного аустенита, имею¬
щегося в стали непосредственно в процессе изотермической вы¬
держки, а кривые Б— после охлаждения до комнатной темпе¬
ратуры.Кривые А показывают, что, начиная с момента достижения дан¬
ной температуры, количество остаточного аустенита сначала
быстро убывает, а затем мартенситное превращение затухает
и количество остаточного аустенита не убавляется. Это затухание
процесса при низких температурах (80—100°) происходит сравни¬
тельно быстро, а при более высоких — процесс превращения про¬
текает очень долго, не заканчиваясь даже в течение 100 ч.Кривая Б, характеризующая конечный результат, т. е. количе¬
ство остаточного аустенита после охлаждения до комнатной тем¬
пературы, имеет перегиб при выдержках порядка 30—50 ч. До
перегиба с увеличением выдержки в закалочной ванне количество
остаточного аустенита растет Эта закономерность выявляется во
всех случаях ступенчатой и изотермической закалки и будет
подробно рассмотрена ниже. Однако, как показывает фиг. 194, эта
закономерность не является всеобщей и при больших выдержках
(больше 30—50 ч) может быть обратной.15 2597	•	225
Другие стали и, в частности, стали ШХ15СГ и 9ХС имеют
такой же ход кривых.Повышение количества остаточного аустенита в остывшей стали
по мере увеличения изотермической выдержки связано с уменьше¬
нием внутренних напряжений и
в связи с этим с некоторой ста¬
билизацией аустенита. Очевидно,
что после перегиба кривых, т. е.
при очень больших выдержках,
превалирует непрерывный ра¬
спад аустенита в процессе самой
выдержки, в связи с чем общее
количество остаточного аустени¬
та понижается.Изотермическое превращение
аустенита при температурах ни¬
же точки Мн имеет черты как
мартенситного, так и игольчато-
трооститного превращения [78].
Получающиеся при этом продук¬
ты превращения следует условно
называть мартенситом, так как
структурные формы, физические
и химические свойства их близки
к мартенситу, получаемому пу¬
тем обычной закалки в процессе
непрерывного охлаждения.Применимость изотермической
закалки для практических целей
определяется уровнем механиче¬
ских свойств, которые при этом
могут быть достигнуты.Прежде всего следует рас¬
смотреть, как изменяется тЕ?ер-
дость при осуществлении изотер¬
мической закалки. На фиг. 195
приведена зависимость твердости
стали ШХ15 от времени выдерж¬
ки в закалочной ванне с темпе¬
ратурой 150°. Эти кривые показы¬
вают, что твердости, необходи¬
мые для деталей подшипников,
могут быть получены при длительных выдержках лишь при более
низких температурах (80—120°). При 150° твердость сравнительно
быстро падает с увеличением выдержки. Эта температура может
быть применена лишь для инструмента или специальных подшип¬
ников, где допускается снижение твердости.20 40 60 80 100 ПО 140 час
Время изотермической выдержкиФиг. 194. Зависимость количества
остаточного аустенита от времени
изотермической выдержки при
различных температурах закалоч¬
ной ванны:А — измерения при температуре зака¬
лочной ванны; Б — измерения при ком¬
натной температуре.226
Более высокую твердость при изотермической закалке дают
стали ХВГ и 9ХС. На фиг. 195 приведено для сравнения изменение
твердости в зависимости от изотермической выдержки при 150°
стали ХВГ.Испытание статической прочности при разрыве [78] покязало,
что при изотермической закалке прочность возрастает почти непре¬
рывно по мере увеличения выдержки, но не достигает значений,
превышающих прочность, полученную при обычной закалке
п кратковременном отпуске.Фиг. 195. Изменение твердости ста¬
лей ШХ15 и ХВГ в зависимости от
времени выдержки в закалочной ван¬
не при 150°.Фиг. 196. Зависимость разрушающей
нагрузки шаров от времени выдержки
при 130° в закалочной ванне (кри¬
вая /) и в отпускной печи (кривая 2).Аналогичные результаты получены при испытании шаров на
сжатие до разрушения. На фиг: 196 приведена зависимость разру¬
шающей нагрузки для шаров диаметром 5,5 мм из стали ШХ6,
от времени выдержки в закалочной ванне при 130° (кривая /) нот
продолжительности отпуска при 130° после нормальной закалки
с 830° в холодном масле (кривая 2) [78].Из сопоставления кривых 1 я 2 видно, что лри малых выдерж¬
ках изотермическая закалка стали ШХ6 не имеет преимуществ
по сравнению с обычной закалкой. Наоборот, при малых выдерж¬
ках преимущество имеет обычная закалка с отпуском. Так, при вы¬
держке 7—8 ч разрушающая нагрузка для шаров 5,5 мм после
обычной закалки и отпуска на 20% выше, чем при изотермической
икалке. Значительное преимущество изотермической закалки про-
ииляется лишь при изотермических выдержках, превышающих 70 ч.
Разрушающая нагрузка при этом достигает максимальных значе¬
нии, недостижимых при обычной закалке1 (5400 кГ).Значительно более эффективное влияние оказывает изотерми¬
ческая закалка на ударную вязкость закаленной стали.1 Фактическая разрушающая нагрузка для шаров этого размера при обычной
•шкалке с отпуском составляет в среднем 2800 кГ.Время изотермической выдержки<3
*50004§ и 00 о3“5
а3Iг)а70000 20 ио 60 80 час
Продолжительность выдержка227
На фиг. 197 и 198 приведены зависимости ударной вязкости
стали ШХ15 от времени выдержки в закалочной ванне при разных
температурах [78].Кривые (фиг. 197 и 198) показывают, что при изотермической
закалке в горячих средах с температурой ниже точки М ударная
вязкость сильно зависит от выдержки. В первый период выдержки
она растет, затем снижается, доходит до минимума и затем снова
возрастает. При этом второй максимум на кривых обычно выше
первого.Отпуск стали ШХ15, подвергнутой изотермической закалке,
не вызывает улучшения механических свойств, а при больших изо¬
термических выдержках (>50 ч)кГмдаже несколько снижает удар¬
ную вязкость, достигнутую изо¬
термической закалкой.
кГ'м7*’ж,80"20ЬО6080время изотермической выдержкиФиг. 197. Зависимость ударной	вяз¬
кости стали ШХ15 от времени	изо¬
термической выдержки при 135,	150°
и 180°.Фиг. 198. Зависимость ударной вяз¬
кости стали ШХ15 от времени изо¬
термической выдержки при 80 и 100°.Следовательно, после достаточно длительной выдержки в зака¬
лочной ванне с температурой на 20—30° ниже точки Мн дополни¬
тельный отпуск изотермически закаленной стали нецелесообразен.
Исключение составляют лишь более высокие температуры отпуска
изотермически закаленной стали, если при этом изотермические
выдержки были невелики.Сравнение ударной вязкости изотермически и обычно закален¬
ной и отпущенной стали ШХ15 (фиг. 199) позволяет прийти к тем же
выводам, что и в результате испытания шариков на раздавливание.
При малых выдержках, в пределах 7—8 и даже 10 ч, обычная за¬
калка и отпуск стали гарантируют более высокие свойства. С уве¬
личением выдержки сверх 10 ч ударная вязкость резко снижается
и имеет минимум при 30 ч выдержки. При такой же выдержке
имеет минимум и изотермически закаленная сталь. Однако этот
минимум находится на более высоком уровне, чем при обычной
закалке, так же как и при всех дальнейших выдержках, вплоть
до 150 ч.Таким образом, и здесь преимущество изотермической закалки
проявляется при больших выдержках. Как видно из фиг. 197, в этом
случае ударная вязкость может достигать больших значений
(11 —13 кГм/см2), недостижимых при обычной закалке.228
Максимальная ударная вязкость для разных температур полу¬
чается при разных выдержках. Первый максимум ударной вязкости
почти для всех температур изотермической выдержки (за исключе¬
нием 100°) относится к выдержкам порядка 15 ч1. При этом удар¬
ная вязкость в зависимости от температуры ступени колеблется
от 4 до 12 кГм/см2, в то время как твердость изменяется от НЯС 63,5
до НЯС 58,5.Изменение ударной вязкости и твердости в зависимости от тем¬
пературы закалочной ванны при 15-часовой выдержке показано
на кривой 1 (фиг. 200), при 100-
часовой выдержке—на кривой 2.В настоящее время, к сожале¬
нию, нет данных по усталостной
прочности и сопротивлению исти¬
ранию изотермически закален¬
ной стали, но можно предпола- ^ 8Время цзотермической ВыдержкиФиг. 199. Влияние времени выдержки Фиг. 200. Изменение ударной вяз-
в закалочной ванне при 150° (кри- кости и твердости стали ШХ15 в за¬
вал /) и в отпускной ванне при той висимости от температуры закалоч-
же температуре после обычной закал-	ной ванны,ки (кривая 2) на ударную вязкость
стали ШХ15.гать, что наиболее целесообразным режимом изотермической за¬
калки деталей подшипников из стали ШХ15 является 15-часовая
выдержка при 120—130°. При этом режиме достигается ударная
вязкость более 8 кГм/см2 при твердости Ш^С 61—62. Такое соче¬
тание невозможно получить ни при какой другой термической об¬
работке. При больших выдержках, порядка 100 ч, когда ударная
вязкость достигает максимальных значений, можно получить еще
большие значения ударной вязкости, но при этом твердость сни¬
жается ниже НЯС 60—61.Такая обработка (100 ч выдержки) и по производственным
соображениям менее целесообразна и должна применяться лишь
в крайне необходимых случаях, когда сопротивление изделия удар¬
ным нагрузкам является решающим и должно быть наибольшим1 При 100° максимум ударной вязкости имеет место после 7—8 ч выдержки1781.229кГм
лаже при условии получения несколько пониженной твердости.
Такой случай может быть или при изготовлении инструмента
(штампов), воспринимающего динамические нагрузки, или в слу¬
чае тонкостенных подшипников, работающих в подобных условиях.
В частности, изотермическая закалка ударного инструмента (клей-
мильных пуансонов) из стали ШХ15 в ванне при 130° с выдержкой
в течение 100 ч повысила стойкость пуансонов в несколько раз
по сравнению со стойкостью пуансонов, прошедших обычную
закалку и отпуск [78].Аналогичный режим может быть применен для пуансонов
и матриц, зубил, дыропробивного инструмента, пружин и других
изделий, работающих в условиях больших динамических нагрузок.
Рекомендуемый в этих случаях режим изотермической закалки
для хромистых сталей различных марок приведен в табл. 56.Таблица 56Марка сталиТемпература
изотермической
ступени в °СВыдержка в чТвердость1 НЯСУдарная
вязкость
в кГм/см2ШХ15130151006260812ХВГ15085063613.54.51701560	9ХС1501562	15010060	• Для тонкостенных деталей.Что касается подшипников, то, как правило, для придания им
более высокой работоспособности целесообразнее иметь более вы¬
сокую твердость (НРС 61—62) при ударной вязкости 8 кГм/см2,
чем сниженную твердость НЯС 59—60 при ударной вязкости
12 кГм/см2.4.	ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ПОДШИПНИКОВОЙ СТАЛИ
С ИНДУКЦИОННЫМ НАГРЕВОМСтруктурные превращения при индукционном нагреве
подшипниковой стали под закалкуПри индукционном нагреве перед закалкой в стали протекают
те же структурные превращения, что и при нагреве в печях,
а именно: образование аустенита, насыщение его углеродом и хро¬
мом, гомогенизация твердого раствора и собирательный рост аусте-
нитных зерен. Сокращение времени нагрева приводит в первую
очередь к тому, что данное структурное состояние достигается при
более высокой температуре, чем в случае длительного нагрева.
На фиг. 201, а показан ход превращения зернистого перлита230
л аустенит в стали с 1% углерода и 1,4% хрома при непрерывном
нагреве. Для сравнения приводятся данные по нагреву в обычной
печи с длительными выдержками. Эта диаграмма показывает, что
сокращение времени выдержек в печи с 3 до 1 ч хотя и не влияет
на температуру начала превращения, но повышает температуру
<чо завершения. Таким образом, температурное запаздывание пре¬
кращения перлита в аустенит наблюдается уже в области длитель¬
ных нагревов. При переходе к нагреву со сравнительно малыми
скоростями можно наблюдать дальнейшее повышение температуры
окончания превращения .при практически неизменной температуре
сю начальной стадии.При скорости нагрева около 10°/сек характер влияния скорости
нагрева несколько изменяется. Ускорение нагрева в этом интервале
скоростей в большей степени смещает к высокой температуре
начальные стадии превращения, оказьивая небольшое влияние на
температуру его окончания. Такое влияние ускорения нагрева на
температурный интервал превращения сохраняется и при больших
скоростях нагрева.Ускорение нагрева оказывает незначительное влияние на состав
лустенита к моменту окончания превращения. Так, например, при
нагреве в печи содержание углерода в аустените при 98—99%
превращения перлита в аустенит составляет 0,5%. а при скорости
нагрева 40°/сек 0,6%, хотя в последнем случае превращение закон¬
чилось при температуре, на 100° более высокой. В обоих случаях
концентрация углерода © аустените к моменту окончания его фор¬
мирования из перлита является недостаточной с точки зрения тре¬
бований, предъявляемых к закаленной подшипниковой стали. Даль¬
нейшее повышение температуры нагрева ведет ко все большему
насыщению аустенита углеродом и хромом за счет растворения
карбидной фазы. Состав нерастворившейся карбидной фазы сохра¬
няется при этом неизменным.Растворение карбидной фазы в аустените при дальнейшем
нагреве характеризуется фиг. 201,6, из которой видно, что ускоре¬
ние нагрева приводит к увеличению количества нерастворившейся
карбидной фазы при данной температуре, т. е. ко все большему
подонасыщению твердого раствора углеродом и хромом. Поэтому
для достижения заданной концентрации углерода и хрома в аусге-
пите необходимо при ускорении нагрева одновременно повышать
и максимальную температуру нагрева стали.Следует отметить, что если при закалке обеспечивается скорость
охлаждения, достаточно высокая для подавления распада аусте-
пнта в перлит и игольчатый троостит, то твердость стали после
1лкалки определяется только составом аустенита перед закалкой
и не зависит от скорости нагрева, при которой этот состав был
юстигнут (фиг. 201, о). Такая же зависимость наблюдается и
и отношении хрупкого разрушения закаленной стали. Фиг. 201, г
показывает, что сопротивление изгибу определяется только соста¬
вом аустенита перед закалкой, независимо от скорости нагрева.231
'«L •
g
MlCO^ yо//'en/о/'sr° /toоCi«?w. Qjй-C3a:ö§;«з&c:î:£ö to IQ st	^іясяф noHpnçc/VH
ьояэтдрс/одшзйаэн изо.до1гшпиэшэбо
VHÛ9C MfiHhddauou лпнрэс/jэдпгсп ndu
nu/ooHhodu из gaduч\“о\? 10
Vі?4 ^Й°Q00 Cbоб t<5> t»S Sr
°0 >.£ ÖCb S
Ї5ioS?f4lЮШПНдШЗ/ІПлэогшргдомйдо одшз»шоцOr«WriY °vjot. О
Э fcoY*’і CN4W
! «ОЭ•5 О0 ^1ІnCî
<=> £
w S=3a:«u«=1
<£*■ «3•>o£'ta
« ^
<=> 4 *:
«\S ç-
=*із
*:
C3
<*>il4» -t<5T ô,
*5 тышж duoou
fiadaaung ou Quioogdagjf'b
J Qj
Çj. Q.
•ta сCi
<4jr232
• • • О).•г § X
Я 5р..I 42<аР з
и о.
со 2>О) г
О. та
и ^
сп О.Ь* 53
Б1 8.,<- I Ч110 га _ го ~ а
я . я ° н« вI Й =5 * со Я § *
мч.За2Ев8о=*;§ё£!; а‘0‘ §3 &|с"^МЯГ 8 I:1: « « * в « IЭ-с о к ч ..* “ X I Я Ип.ои I-соа .
ш ^
а» Г'чс.- о.!*а л о ь -ч
1 о са о оо 0.£ - ^
и?х- I
те л з та |•/Л
X= О *а) -за0 «ч О)«о £*..
..со £ х:«
Е- ОО СОоСО °-Е
С гг
£ V^ я С Ч га
— з-о га ^динв^и«-.-дсI„ та ст о о С
” I О со о
О о >*£* е сос (О «О С,Ч\0 го„ .Ь"*я5°
-.ЯатоС.и’*'^!)щ #»1 «Яас , с кей<и _ -Р-ЗоI>> (—
~ £*•!.*
„ Я X * с 11)1Л ф О О г1^
_ — Ь И ^ и
-л * •*• <-> =■ Ч Н "о .. о2 ><5 га “^ ю нЧ ^ ^ р г
Я —* , - 2 2 о о
О X I яда53й5 я?2►—1 » ь- оX = * и О>* е; *> исок 5
РХ и-2-ёё =я3	С на о О-	Рн5	£я	Я	о я га	нЯ	ь	е. Я л	Яо	^	С <и _*	^Н	о	3 н С	ЛО	2 8 О _	Чта и I я*Е £= 1 5 кшоК р с>а-= *с В л<и с
н нич-» со 5 *\) ►*-
£» | _ га .. И " О
га л т х г я
^ _ ■ч« «о «и 5- гС
•ч в я ® ^Я -.п. ^ О га «
я га “щ °с- Ч
О.Ь2=Я'-’£?<иЭ°£ £?-§*25ё.§
§.&5 |3э*8 =С с- * *— ^ к ф^ со о я0?йяО аЧ * 2 Й ^
ШЬ-дгаго^1--'-1-*3 ~о	-	а:	н„ (-.	д	оЯ о	н	й>о-я	У	Я	а>.*О- <у таоо.^й'го
8 2 о о .. .
Ё * ° Н * га„ о £ со о 5 *о В ^ а) м4- ^
о. С. Я О О' гаЁ &>,эт
а. <и
н я
п я
<и .• га Й I “ 3 О
гг	л з 30 Я и не я д®-я « о я « Йв*£2*5а_о 51 £ п О
■о. ' ДО со Я а
V о г» 1*аш оОСМь,яЭто обстоятельство позволяет получать требуемые*
твердость и вязкость закаленной стали при быстрых,
нагревах перед закалкой путем правильного подбо¬
ра температуры нагрева.Поскольку полное растворение карбидной фазы
в аустените подшипниковой стали при высоких
температурах может быть осуществлено даже при
нагреве в течение 1—2 сек, можно утверждать, что
и с точки зрения твердости и сопротивления изгибу
закаленной стали столь высокие скорости нагрева
вполне допустимы. Необходимо, однако, подчерк¬
нуть, что этот вывод действителен лишь при усло¬
вии достаточно быстрого охлаждения деталей при
закалке, т. е. для деталей сравнительно малого се¬
чения. Далее будет показано, что применение крат¬
ковременного нагрева для деталей с большим сече¬
нием, недостаточно быстро охлаждающихся при за¬
калке в масле, связано с затруднениями.Влияние скорости нагрева перед закалкой на
размеры аустенитного зерна характеризуется
фиг. 201,(5. Ускорение нагрева ведет к незначитель¬
ному уменьшению начального зерна аустенита, т. е..
зерна, размеры которого определяются скоростью
зарождения и роста аустенитных кристаллов из
перлита. Поэтому аустенит, полученный непосредст¬
венно после окончания образования его из перлита,
имеет зерно практически одного и того же размера
независимо от длительности нагрева. Однако тем¬
пература начала собирательного роста аустенитно¬
го зерна при ускорении нагрева возрастает, причем
укрупнение зерна при быстром нагреве за предела¬
ми этой температуры идет менее интенсивно, чем
при медленном.В результате этого при высокой температуре
аустенит, полученный при быстрых нагревах, имеет
значительно более мелкое зерно, чем полученный
при медленных. Так, например, переход от нагрева
в печи с выдержкой 30 мин к индукционному нагре¬
ву со скоростью \0°/се(с позволяет получить при
900° зерно со средним поперечником всего лишь
8,5 вместо 22 мк. В связи с этим начало перегрева,
оцениваемого по размеру мартеиситных игл, при
ускорении нагрева смещается в область более
высоких температур. К сожалению, этот эффект не
удается практически использовать при индукцион¬
ном нагреве подшипниковой стали, так как повы¬
шение температуры нагрева, необходимое с точки
зрения насыщения твердого раствора, компенсирует233.
выигрыш в величине зерна, в результате чего игольчатость мартен¬
сита, полученного при закалке на одну и ту же твердость, т. е. при
нагреве до одинаковой концентрации твердого раствора, оказыва¬
ется практически одинаковой. В исследованной стали переход от
скрытокристаллического мартенсита к игольчатому отвечает тем¬
пературам нагрева, при которых содержание углерода в аустените
составляет примерно 0,75% независимо от скорости нагрева.С точки зрения технических возможностей осуществления ин¬
дукционного нагрева чрезвычайно важен вопрос о ширине интер¬
вала закалочных температур, поскольку существующие методы
автоматического регулирования температуры при индукционном
нагреве еще недостаточно совершенны. Если в соответствии с прак¬
тикой подшипниковой промышленности принять для колец малых
сечений, что закалка должна обеспечить твердость не менее
#/?С 62 при отсутствии игольчатости мартенсита, то можно счи¬
тать, что независимо от скорости нагрева качественная закалка
может быть осуществлена примерно в одном и том же интервале
температур, порядка 50—70° дл* деталей, изготовленных из стали
одной плавки. Этот интервал следует считать достаточным для осу¬
ществления сквозной закалки колец малых сечений в производ¬
ственных условиях при любых практически осуществимых ско¬
ростях нагрева. Однако при сквозной закалке колец V больших се¬
чений применение быстрого нагрева связано с осложнениями,
поскольку аустенит данного состава, полученный при кратковре¬
менном нагреве, оказывается вследствие своей концентрационной
неоднородности недостаточно устойчивым. Таким образом, неодно¬
родность аустенита, не оказывая влияния на твердость и сопро¬
тивление хрупкому разрушению мартенсита, становится суще¬
ственным препятствием для получения закаленной структуры,
свободной от участков троостита.Для устранения этого дефекта структуры приходится добиваться
несколько более полного насыщения аустенита углеродом и хро¬
мом, т. е. более полного растворения карбидной фазы, чем это тре¬
буется для получения удовлетворительной твердости после закалки.В табл. 57 (по данным Спектора, Горевой, Золотаревской) при¬
ведены температуры закалки, при которых в структуре стали ШХ15
получается одно и то же количество троостита (около 1%) приТаблица 57Время нагрева
в минТемпература
закалки при 1%
троостита в °С% нераствореннпй
карбидной фазы
при 1% трооститаТемпература
перегрева (начало
появления иголь-
чатости ) в °СИнтервал допу¬
стимых закалоч¬
ных температур
в °С55.08357,4890558,59156,2940255,79255,7950252,59504,9		234
разных длительностях нагрева, а также температуры закалки, при
которых в структуре закаленной стали появляется сильная иголь-
чатость. Эскиз колец, подвергавшихся исследованию, приводится
па фиг. 202. Нагрев образцов (кроме длительности 55 мин) произ¬
водился током повышенной частоты, а охлаждение — обычным спо¬
собом.Из этой таблицы видно, что ускорение нагрева приводит к су¬
жению интервала допустимых закалочных температур.-4136--<вЮ8--	<г>126	Фиг. 202. Образец исследованных колец.Для обеспечения устойчивости аустенита ускоренный на¬
грев при закалке требует значительно более полного его насыще¬
ния углеродом и хромом путем растворения дополнительных ко¬
личеств карбидной фазы. Для дополнительного насыщения при
высоких скоростях нагрева
требуется такое повышение
температуры, которое уже
вызывает перегрев.На фиг. 203 показана
схема влияния скорости на-
|рева на интервал допусти- с
мых закалочных температур £
для двух рассмотренных вы¬
ше случаев. Схема а соот¬
ветствует большим скоро¬
стям охлаждения при закал¬
ке (тонкие изделия при		/а)6)Скорость погреба—Фиг. 203. Схема влияния скорости нагрева
на ширину закалочного интервала:СКВОЗНОМ НаГОеве а также а~ быстрое охлаждение при закалке; б— эакалка
У ’	с недостаточной скоростью охлаждения.поверхностный нагрев с ох¬
лаждением водяным душем), схема б—малым скоростям охлаж¬
дения (сквозная закалка относительно толстых сечений). Если
к случае схемы а ускорение нагрева требует только повышения
температуры без изменения ширины закалочного интервала, то,
согласно схеме б, ускорение нагрева ведет к сужению закалочного
интервала, а при скорости нагрева, превышающей некоторую кри¬
тическую величину, делает вообще невозможным получение каче¬
ственной структуры при данном способе охлаждения.Этот критический случай наблюдали Д. С. Шейн и А. В. Нифон-235
тов при индукционном нагреве колец больших сечений, в которых
не удавалось получить структуру без игольчатости мартенсита
и участков троостита одновременно. Можно ожидать, что при дан¬
ной охлаждающей среде каждая деталь имеет предельно допусти¬
мую скорость сквозного нагрева перед закалкой, тем меньшую, чем
больше сечение детали. Устранение этого препятствия путем под¬
готовки более дисперсной структуры, облегчающей гомогенизацию
твердого раствора, лишено практического смысла, так как потре¬
бовало бы дополнительной термической обработки, сводящей на нет
весь экономический эффект от применения индукционного на¬
грева.Другим способом расширения диапазона скоростей нагрева
является усиление охлаждения при закалке путем ускорения цир¬
куляции масла в закалочном баке, а также применение более
резко охлаждающих сред. Однако и этот метод не может найти
широкого применения, так как повышение интенсивности цирку¬
ляции закалочной среды обычно приводит к увеличению овальной
деформации колец, а применение более резких закалочных сред,
наряду с увеличением деформации, может привести к увеличению
опасности образования закалочных трещин.Более реальным средством увеличения однородности твердого
раствора перед закалкой, а вместе с этим и увеличения закали¬
ваемости колец является удлинение времени нагрева. Однако, как
будет показано ниже, увеличение времени индукционного на¬
грева приводит к повышению удельного расхода электроэнер¬
гии, что может сделать этот технологический процесс неэконо¬
мичным.Поэтому увеличение продолжительности нагрева целесообраз¬
но осуществлять путем применения комбинированного нагрева с
последующей кратковременной выдержкой в печи сопротивления.Автоматический агрегат для термообработки колец
с применением индукционного нагрева .На 1ГПЗ под руководством А. С. Лебедянского создан агрегат
для термообработки колец карданных подшипников, в котором
операция закалки осуществляется с индукционного нагрева. Зака¬
ливаемые кольца имеют форму чашечки; эскиз одного из четырех
обрабатываемых типов колец показан на фиг. 204.Основные характеристики закалочной установки приводятся
ниже (табл. 58).Вид установки со стороны загрузки показан на фиг. 205, а.
Автоматический загрузчик 4 подает кольца из магазина в горизон¬
тальные индукторы 2, ориентируя кольца определенным образом
(донышком вперед), так как при беспорядочной ориентировке
наблюдалась неоднородность нагрева. Схема индуктора показана
на фиг. 205, б. Увеличение шага витков в направлении движения236
Таблица 58Период выдачи колец из индуктора 	8000 гц
3*900—920°
1,4—1,7 мин
1,5 сек
450 кг/ч.
350 квш-ч/т* Из них одновременно работают два.колец обеспечивает такой график нагрева, при
котором вслед за быстрым подъемом температу*
ры начинается выдержка, составляющая пример¬
но половину общего времени пребывания кольца
в индукторе. Нагретые кольца падают в снаб¬
женный транспортом 1 закалочный бак 8, откуда
поступают на промывку и отпуск. При нагреве
под закалку полость каждого предыдущего коль¬
ца закрывается донышком последующего, благо¬
даря чему доступ воздуха в полость затруднен.Это обстоятельство, наряду с малой продолжи¬
тельностью нагрева, обеспечивает почти полное
отсутствие окисления поверхности внутренней
галтели (показана стрелкой на фиг. 204). В связи
с этим внедрение индукционного нагрева позволило отказаться от
трудоемкой операции зачистки галтели, что дало значительную
экономию средств. Схема толкательного механизма показана на
фиг. 205, в.Расход электроэнергии при индукционном нагревеУдельный расход электроэнергии при нагреве под закалку (№)]
можно определить по формуле№ = — кбт'ч^кг-где . т]э— электрический к. п. д., который может быть принят рав¬
ным при нагреве в печи сопротивления ть —I, при ин¬
дукционном нагреве на промышленной частоте =0,9,
при индукционном нагреве с машинным преобразовате¬
лем У]э =0,6, при индукционном нагреве с ламповым
преобразователем % =0,4;(3 — теплосодержание стали при температуре закалки
в кет • ч/кг-,
q — мощность теплопотерь в квт\О	— производительность в кг/ч.Сравнивая значения отдельных величин при индукционном
и печном нагреве можно видеть, что индукционный нагрев при дан-237Фиг. 204. Эс¬
киз кольца кар¬
данного под¬
шипника.
Направление дбижения колецчнжяЦ =390мм,
битков-23-,
шаг -17ммгшш12 = 440 мм;
витков-23,
шаг-49 мм^Ш1ЯЯЯЯПlJ = 770мм-
витков-24;
шаг-32мм1 = 1600 мм; встков - 70\50-3806
«»(■у-*				1=КвЛ ■=Ц=2Гу и и и иигг5Фиг. 205. Автоматический агрегат для термообработки колец карланныхподшипников:а — общий вид агрегата: 1 — транспортер, 2 — индуктор, 3— толкатель, 4 — загрузчик,
5 — вибратор, 6 — загрузочный бункер, 7 — лоток, 8 — закалочный бак; б — схема
индуктора для нагрева колец карданных подшипников; в — индуктор и толкатель:
1 — индуктор, 2 — кольца, 3 — загрузочный лоток, 4 — механизм разгрузки горячих
колец, 5 — толкатель, в — привод толкателя.238
Производительность на 1м
длины индуктора б/і кг)чаем001оог005-~1*\*те1 г
V \\\Г%\\№\ш,§ЛДІ\ \§\8\'\ид■ Ї
а1 51!5:3*V5:І5!йVI5>\А1?:*С>1&
§1
о? <ч»с» 2?
'Ъ 5?-ооСО13і:<С1<ъ•о
*ч§ 13<*1■<§«с»ае*.3»«о*СзСіN1-Сіс>**>осзсмС5Сі■»СіСі«л§<\іСі Сі
сз сэ
*» Т>сзС)СЧІ«Сі 5:
11
^ ^г\П2С1энсос1шыаие доходе/ л/яняиэр/)ит)наиупшодиоэ
пьэильзи/таидпнногїіхіїрни\1\ЛЧ V■лч\*\\V\ ^і\оогоос00	у
0090001сосо<иа.исояXсор*Xсэх3я3*ясоСО1 й>
; ^
О
КО.с
аиа
оя .л к
|-в
х
а
та «_
с.
V с
- оЯ	о
0>ъ	Xс	3*гз	<ун соо ю
со«
и о11
>о о.V»3И л
<и Xо.— и«сСо, га О= 3ё. 2а?ч•° о'Й оО сК Оєчоїо§£«•>аоСХяяиа.оясъоСиьи:а»*5О)со§Xосоо.(V3яяСО■=*сооСЧІияеосэ<осзСісъСі-»сэСі«*з§плгдзнсойшхэис дохоод п/янчі/аряI»Ї а>
5 а
2 ^
К сч
Я* X>>24	0
Я 2С яСЗшя о
0.0.
с я
я
я і8-І
Я 56
СГ> но 3о. (у
н ш
^ о
<и Р,5	иО) то
яо ?У. *
и яГО оО.Я
V яя 8
аасзноОсО01о
1ной производительности G имеет большое значение величины “благодаря применению преобразователей и индукторов, больше«
значение Q в связи с повышенной температурой нагрева и меньшее
значение q из-за меньших габаритов рабочего пространства.На фиг. 206, а приведены результаты подсчета удельного рас
хода электроэнергии для нагрева колец и шаров в индуктора?
трех диаметров (длина I м) в зависимости от производительности
При расчете был принят машинный преобразователь; при лампо
вом преобразователе подсчитанный расход энергии должен быт!
увеличен в 1,5 раза. На этой же диаграмме приведены расчетные
расходы электроэнергии для различных типов печей сопротивленш
и индукционных печей; цифры справа обозначают диаметры ин
Аукционных печей и шифры типов печей сопротивления.Диаграмма показывает, что соотношение между величинам!
расхода электроэнергии в индукционных и обычных печах зависи'
от производительности. При максимальной (паспортной) произво
дительности печей сопротивления они дают такой же или меньшш
расход энергии, чем индукционные печи. Однако следует имет!
в виду, что печи сопротивления не всегда используются при макси
мальной производительности. Кроме того, остановка печей сопро
тивления в выходные дни заметно повышает удельный paexoj
электроэнергии, тогда как даже более частые остановки индукци
онных печей сопровождаются лишь незначительным возрастаниел
потерь энергии. При индукционном нагреве с большой длитель
ностью и, соответственно, с малой производительностью ЭТОТ СП0С01
нагрева становится неэкономичным. В качестве примера неудач
•ного выбора режима индукционного нагрева колец можно при
вести опыт одного из зарубежных подшипниковых заводов. Бьш
построены опытные автоматические установки для индукционного
нагрева под закалку колец диаметром 44—110 мм с длительность«
нагрева более 4 мин при производительности около 50 кг!ч. Стой
мость закалки колец на этих установках на 80% превышала стой
мость закалки колец в печи сопротивления с пульсирующм
подом.Выше было указано, что средством повышения закаливаемосп
стали при индукционном нагреве является применение дополни
тельной выдержки в печи, играющей роль термостата. Это меро
приятие может несколько повысить расход электроэнергии, однак<
при сравнительно кратковременных выдержках это увеличенж
практически отсутствует, так как температуру нагрева стали ШХП
при такой технологии можно снизить до 850—870°. На фиг. 206, (
показан расчет расхода электроэнергии при индукционном нагрет
деталей с дополнительной выдержкой в печи сопротивления. Циф
ры 80, 40, 20 у кривых обозначают диаметры индукционных печей
Можно видеть, что при выдержке 5 мин расход электроэиергш
является таким же, как и при индукционном нагреве до 920° бе;
выдержки.240
Комбинированный нагрев под закалку колецжелезнодорожных подшипниковДля нагрева под закалку колец- железнодорожных подшипни-
эв диаметром до 250 мм на автоматических линиях ВНИИЭТС)
лроектировал установку для комбинированного нагрева—. индук-
ионного подогрева до 850° током промышленной частоты с после-
ующей выдержкой в печи сопротивления. Узел подогрева пред-
гавляет собой два вертикальных многовитковых индуктора
внешним магнитопроводом (фиг. 207). В индукторе находится
топка нагреваемых колец, опирающаяся на собачки. Холодные
ольца поступают под индуктор, и вся стопка подается вверх што-
ом гидравлического цилиндра. Нагретые кольца, выданные из
ндуктора, продвигаются толкателем в рольганговую печь для вы-
ержки. Длительность индукционного подогрева составляет б—
мин, а выдержки 7—9 мин. Печь для выдержки имеет защитную
тмосферу. Производительность установки составляет 350 кг/ч
43 кольца в час). Расчетный расход электроэнергии при закалке
ia этой установке составляет 300 квт-ч/т против 380 квт-ч/т при
>бычном нагреве в рольганговой печи сопротивления.На базе этого агрегата ВНИИЭТО спроектировал автоматиче-
:кую линию для закалки колец подшипников, выполняющую опе-
)ации закалки, промывки, обработки холодом и отпуска.тОтпуск колец с индукционным нагревомПри термообработке деталей подшипников в электропечах со-
тротивления длительность отпуска в 3—6 раз превышает длитель-
юсть нагрева под закалку. Поэтому сокращение времени отпуска
: точки зрения производительности является не менее, а может
эыть, и более важной задачей, чем сокращение времени нагрева
юд закалку.Первое исследование скоростного индукционного отпуска под-
липниковых сталей было выполнено Г. Ф. Головиным и Е. П. Еван¬
гуловой. ГЗыло установлено,/ что при индукционном отпуске дли-
гельностью 45 сек требуемая твердость колец получается при темпе¬
ратуре отпуска на 50—80° более высокой, чем при отпуске с обыч¬
ной длительностью. При этом сталь, отпущенная индукционным
методом, имела при той же твердости те же значения предела
прочности, ту же величину напряжений первого рода и несколько
меньшую ударную вязкость, чем сталь, отпущенная в течение дли¬
тельного времени. А. Г. Спектор, А. С. Лебедянский, В. С. Иртлач
и Е. К. Душенькина провели исследование колец типа 307
(фиг. 208) после индукционного отпуска с длительностью около
1 мин при частоте тока 2500 гц. Нагрев производился в многовит-
ковом индукторе с последующим охлаждением колец на воздухе.
Типичные температурные графики нагрева и охлаждения колец
показаны на фиг. 209. Контрольная партия колец подвергалась* •«	*	•*	(■ I;•!•'*> • • . —16 259/	"	t	- , ■■■■.:	; и- . . 241
Фиг. 207. Схема установки для комбинированного нагрева под закалку колецжелезнодорожных подшипников:/—загрузочный рольганг; 2 — опорная собачка; 3 — подаваемое кольцо; 4 — гидравли¬
ческий цилиндр подъема колец; 5—индуктор; 6' — направляющие; 7 — нагреваемые кольца.242
ТемператураФиг. 208. Эскиз колец, подвергав¬
шихся скоростному индукционному
отпуску.ВремяФиг. 209. Температурные графики нагрева наруж¬
ных колец подшипников типа 307 (фиг. 208) при
индукционном отпуске.HRC656261*—\ ^» без отпуска
9 индукционный
отпуск, 1минViЛ\?тписк ■? соли, 1.5 часа
х отпуск
ft прчи.3.5часи1Обычный,
отпуск —г<у.\Инду/
у/ый Lкцион-imnycK0 50 100 150 200 250 °С
Температура отпускаФиг. 210. Твердость колец при обычном
и индукционном отпуске в зависимости
от температуры отпуска.
ta)£3 40S §3^ 30a I PC
5 Sci $L
3 ^
aj^ c^_100*. 200
5;*«.* 1003о01,51,0«\j5:<o
Ї
t 0,5ОV— о•-Uо-Ск<4 Г'ндцк
Omni,
->тпь
? СОЛ■отпXs«ционный
ICK, Імин
tCKи, 1,5 час
уск 6 печи
3,5 часао-11 а•Г~~аг~%Ос6)0 1 2 3 4 AHRC
Снижение твердости
при отпускез*Qj оC;lotSOi*7tJ ОI44* 31-
03 ^?!
*3 <ЪADMK20Wт - -Г"	®беэ отпуска
® индукционный omnyi:к; ІминааQUr/lf/yX omnyiL/\ U LU/i:к в печU,и, 3,5 час»0	12 3	4 AHRCСнижение твердости при отпускеФиг. 211. Механические свойства наружных колец подшипникои типа 307,
стабильность размеров и ширина линий рентгеновской интерференции
р, зависимости от степени снижения твердости при обычном и индук¬
ционном отпуске:а — зависимость свойств стали ШХ15 от снижения твердости при отпуске и длитель¬
ности отпуска; б — стабильность размеров отпущенных колец после охлаждения до 196°.тоСі3а:с;з23ёCjI13|- £-
Й-1
$1f\1-оао отпуск б печи
• индукционный
отпуск»0100 Z00 300400500 1000 2000 300040005000 часоЬ
ДолговечностьФиг. 212. Долговечность подшипников типа 307 с кольцами,
отпущенными в печи сопротивления и индукционным методом.244
отпуску с длительностью 1,5 Ч В СОЛЯ'НОЙ ванне. Твердость колец,
отпущенных индукционным методом, была однородной по сечению.
Колебания твердости различных колец было таким же, как и у ко¬
лец после обычного отпуска.Фиг. 210 показывает, что при кратковременном индукционном
отпуске данная твердость может быть получена при температуре
на 35—45° более высокой, чем при обычном отпуске. На фиг. 211, а
приводится сравнение механических свойств и результатов рент¬
геноструктурного анализа, а на фиг. 211,6 — сравнение стабиль¬
ности размеров колец при обоих методах отпуска. Можно видеть,
что при одном и том же снижении твердости при отпуске прочность
при изгибе, ударная вязкость колец, стабильность размеров и ши¬
рина интерференционной линии [110] мартенсита почти не зависят
от длительности отпуска.Были проведены стендовые испытания подшипников типа 307,
кольца которых были закалены с нагревом т. в. ч. и отпущены по
двум вариантам: выдержка 3 ч 45 мия при 150° в печи и 65 сек
при 210° в индукторе. Твердость колец обеих партий после отпуска
была одинаковой (НЯС 63). На фиг. 212 приведен график распре¬
деления долговечности подшипников, показывающий, что сокраще¬
ние времени отпуска в 200 раз практически не оказывает влияния
на долговечность.5.	ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКАВ последнее время внимание исследователей привлечено к так
называемой термомеханической обработке. Сущность термомеха-
пической обработки заключается в совмещении обработки давле¬
нием с немедленной закалкой, предотвращающей развитие рекри¬
сталлизации деформированного аустенита и, следовательно, фик¬
сирующей структурное состояние, возникающее в результате
деформации [42]. Этот метод позволяет при деформации больше
25—30% значительно увеличить прочность закаленной стали, что
объясняется наложением двух эффектов: фрагментации зерен при
пластической деформации (размер фрагментов в поперечнике 1,5—
2,0 мк) и образования внутри этих фрагментов дисперсного мар-
гспсита при закалке.Образующаяся при этом чрезвычайно мелкозернистая и одно¬
родная структура обладает большой прочностью. Характерной
особенностью термомехашической обработки является то, что по-
имшение прочностных свойств (предела текучести, предела проч¬
ности) не сопровождается падением вязкости.Возможность применения метода низкотемпературной термо¬
механической обработки для твердых подшипниковых сталей еще
почт и не исследована и требует тщательной проработки. Поскольку
пластическая деформация должна проводиться при очень низкой
п'мпературе, можно ожидать, что осуществление этого метода245
встретит большие технологические трудности, особенно при штам¬
повке.Более реальным является разработанное автором совмещение
обработки давлением с закалкой при более высоких температурах,
что позволит одновременно получать более совершенную форму
изделий. Получение размеров, близких к размерам готового изде¬
лия, при помощи обычной низкотемпературной штамповки (600—
650°) осложняется трудностью самой штамповки (раскатки) и
необходимостью нового нагрева под закалку, при котором нару¬
шается геометрия и портится поверхность изделия. Поэтому исклю¬
чение нового нагрева для закалки, которое достигается при высо¬
котемпературной термомеханической обработке, оказывается очень
полезным для получения изделий с минимальными припусками
под шлифование. При этом выполняются оба условия, необходи¬
мые для получения размеров, близких к размерам готового изде¬
лия. Облегчается штамповка (раскатка), т. е. увеличивается
пластичность стали и, как сказано, исключается новый нагрев под
закалку.Наиболее плодотворно это удается сделать путем высокотемпе¬
ратурной термомеханической обработки при условии, если темпе¬
ратура нагрева под штамповку будет лежать в области закалоч¬
ных температур. Такой нагрев, позволяя отштамповывать изделие
с малыми припусками (под шлифование), является в то же время
оптимальным с точки зрения получения наибольшей прочности за¬
каленного изделия.Следовательно, совмещение обработки давлением и закалки
создает ряд преимуществ. Можно путем правильного выбора тем¬
пературы нагрева добиться получения очень мелкого мартенсита,
более дисперсного и более прочного, чем при обычной закалке.
Кроме того, исключая промежуточные нагревы (отжиг, закалка),
уменьшив механическую обработку и т. д., можно удешевить про¬
дукцию, уменьшить занимаемые под оборудование площади и рез¬
ко сократить технологический и производственный цикл. При этом
расширяются возможности поточного производства и, в частности,
включения в поток заготовительных операций (штамповка, раскат¬
ка), что при всяких других вариантах технологии крайне затруд¬
нено или даже совсем невозможно.Рассмотрим металловедческие основы совмещения штамповки
(раскатки) с закалкой.При горячей деформации непосредственно за процессом дефор¬
мации зерна следует процесс рекристаллизации. При высоких тем¬
пературах эти два процесса почти сливаются по времени. Сразу
после рекристаллизации образуется новое, очень мелкое зерно,
которое успевает вырасти тем больше, чем выше температура. При
более низких температурах процесс рекристаллизации несколько
затягивается и требует тем большего времени, чем меньше степень
деформации. У стали ШХ15 рекристаллизация завершается при¬
мерно через промежутки времени, приведенные в табл. 59.246
Таблица 59Степень деформациив %Температура деформации в °С900850800Продолжительность рекристаллизации в сек1212757202552550Следовательно, изменяя температуру деформации и время, про¬
шедшее после деформации до закалки, можно закалить изделие до
рекристаллизации или дать завершиться рекристаллизации обра¬
ботки и, регулируя размер нового зерна, прервать закалкой его
рост на такой стадии, на которой получится наиболее дисперсный,
п. следовательно, наиболее прочный мартенсит.В последнем случае самое мелкое зерно можно получить, если
прервать рост рекр'исталлизованиого зерна сразу после окончания
рекристаллизации обработки. При значительной степени деформа¬
ции, которая имеет место в практике производства, получается
чрезвычайно мелкое зерно. Следовательно, этим путем возможно
подобрать режим деформации и последующего охлаждения, при
котором может быть получена очень мелкая структура, отвечаю¬
щая наибольшей прочности стали.Сейчас еще нельзя сказать, какой из этих путей является наи-
лучшим. Для решения этого вопроса следует провести дополни¬
тельные исследования, позволяющие выяснить возможность и пре¬
имущества закалки до начала быстро протекающей рекристалли¬
зации обработки.Поскольку оптимальный режим нагрева и особенно охлаждения
для изделий разных размеров и назначений может быть различ¬
ным, следует выбор метода производить непосредственно для дан¬
ного изделия.Нагревая изделие примерно до 950° и постепенно снижая темпе¬
ратуру деформации при общей продолжительности деформации
10—12 сек, можно получить серию структур — от сравнительно
крупноигольчатого мартенсита до бесструктурного или скрыто¬
кристаллического мартенсита.На фиг. 213 показана структура после нагрева образца из ста¬
ли ШХ15 до 950°, деформации, начатой при этой температуре
и продолжавшейся 6 сек, и закалки. Температура окончания де¬
формации 880—890°. Структура — игольчатый мартенсит.На фиг. 214 показана структура стали ШХ15 после деформа¬
ции, начатой при 950° и завершенной после 10 сек при 830—840°
н затем закаленной. Структура — мелкоигольчатый и кристалли¬
ческий мартенсит.На фиг. 215 показана структура стали ULIX15 после такого же
начального нагрева и окончания деформации при 800—810°. Струк¬
тура—скрыто- и мелкокристаллический мартенсит.247
Фиг. 213. Игольчатый
мартенсит. Х500.Фиг. 214. Мелкоигольча¬
тый и кристаллический
мартенсит. х500.Фиг. 215. Скрыто-и мел¬
кокристаллический мар¬
тенсит. х500.Фиг. 216. Скрытокристал-
лический	мартенсит.Х500.лическииНа фиг. 216 показана структура стали ШХ15 после такой же
деформации и дополнительной выдержки 5—7 сек. после дефор¬
мации (перед закалкой). Структура — скрытокристаллический
мартенсит.При дальнейшем снижении температуры деформации после
закалки сохраняется структура скрытокристаллического мартен¬
сита, но появляются следы полосчатости. Вначале они еле заметны
и вполне допустимы (фиг. 217). При дальнейшем снижении темпе¬
ратуры конца деформации, когда еще в процессе деформации имеет
место значительное выпадение карбидов, после закалки образуется
мелкодисперсный мартенсит, но сохраняется ориентированное
строение с расположением карбидных полос ё направлении дефор¬
мации (фиг. 218). Прочность такой стали после закалки
не является оптимальной.Приведенные экспериментальные материалы свидетельствуюто	возможности получения оптимальной структуры при совмещении
горячей деформации с закалкой,248
Температура нагрева и начала штамповкл должна быть выбрана
так, чтобы в период деформации температура снизилась не~ ниже
800—780°, и с этой температуры изделие должно быть закалено.Технология совмещенной штамповки и закалки.
Заготовка в виде кольцевой шайбы (фиг. 219, а) нагревается до
заданной температуры и быстро укладывается в штамп механиче¬
ского или гидравлического пресса. Одним ходом пресса заготовке
придают необходимую форму, после чего штамповку быстро сни¬
мают со штампа и бросают в рядом стоящий закалочный бак. При
этом фактическая температура изделия перед закалкой от сопри¬
косновения со стенками штампа может быть ниже обычной зака¬
лочной температуры. Однако, так как охлаждение от стенок штам¬
па происходит очень быстро, твердый раствор переохлаждается и
распад его к моменту дальнейшего закаливания не начинается.
Продолжение охлаждения в закаливающей жидкости приводит к
полной закалке изделия на мартенсит.Ь Л-і*фФиг. 217. Скрытокристал¬
лический мартенсит. Сла¬
бая полосчатость. х500.Фиг. 218. Скрытокристал¬
лический мартенсит. Вы¬
павшие карбиды ориенти¬
рованы в виде полос в
направлении деформации.Х500.Приведем пример подбора теплового режима штамповки на¬
ружного кольца конического подшипника типа 7207, совмещенной
с закалкой.По мере повышения начальной температуры нагрева после
вышеописанной технологии штамповки и охлаждения в масле по¬
лучены результаты, приведенные в табл. 60.Таблица 60Темпера¬
тура на¬
грева в °СТвердость
после за¬
калки
НДСМикроструктура после закалки8008254852Мартенсит и мелкий перлит (троостит). Структура имеет
строчечное строение
Мартенсит и участки мелкопластинчатого перлита. Струк¬
тура имеет строчечное строение249
Продолжение табл. 60Темпера¬
тура на¬
грева °СТ вердость
после за¬
калки
HRCМикроструктура после закалки85062Мартенсит. Выпавшие карбиды ориентированы в направ¬лении деформации87564Скрытокристаллический мартенсит. Карбиды слегка ори¬ентированы в направлении деформации90064Скрытокристаллический мартенсит92564Скрытокристаллический и мелкокристаллический мартен¬сит95064Мелкокристаллический и мелкоигольчатый мартенситИз таблицы следует, что при нагреве в интервале 850—925°,
после штамповки, совмещенной с закалкой, получается вполне
удовлетворительная твердость и микроструктура, не уступающая
.лучшим структурам закаленной стали. Излом после закалки мелко¬
зернистый, а при некоторых температурах нагрева (например,
£75—900°) — чрезвычайно мелкий, бархатистый, значительно луч¬
ший, чем при обычной закалке. Это естественно, так как, закаливаянепосредственно после штампоеки, мы
фиксируем измельченное деформацией
зерно перед рекристаллизацией или сра¬
зу после ее завершения.Следует отметить, что в этом случае
удается получить сочетание мелкодис¬
персного мартенсита, о чем свидетельст¬
вует характер излома и микроструктура,
с высокой концентрацией твердого рас¬
твора, получаемой при исходном нагре¬
ве до 870—900°. Такое сочетание являет¬
ся наилучшим с точки зрения прочности
готового изделия и может быть получено
только путем совмещения горячей дефор¬
мации с закалкой. При этом совмещении
все операции могут быть автоматизиро¬
ваны и включены в непрерывный поток.
Схема такого непрерывного технологиче¬
ского процесса представлена на фиг. 220.Технологический процесс штамповки,
совмещенный с закалкой, в основном бу¬
дет складываться из следующих операций.Первая операция — нагрев. Заготовка подается в элек¬
трическую печь 2 (фиг. 220) или в индуктор высокочастотного на¬
гревателя, через который она автоматически проталкивается, если
индуктор горизонтальный, либо опускается под действием собст¬
венного веса, если индуктор установлен вертикально.За время пребывания в печи (15—20 мин) или в индукторе
(2—2,5 мин) заготовка нагревается до 870—900° (в печи) или до-Фиг. 219. Последователь¬
ность изменения кольца при
штамповке, совмещенной с
закалкой:а — заготовка; 6 — кольцо непо¬
средственно после штамповки;
в — кольцо после проточки тор¬
ца и фасок.250
1)00—950° (в индукторе) и за¬
тем автоматически подается в
штамп рядом стоящего прес¬
са 3.На фиг. 221 приведен при¬
мер одного из возможных ме¬
ханизмов передачи нагретых
заготовок в штамп пресса, по¬
строенного по принципу ре¬
вольверного стола. Здесь после
нагрева в индукторе 1 заготов¬
ка падает в отверстие диска 2,
который вращается от зубчато¬
го колеса 3, связанного с пол¬
зуном пресса.Вторая операция —
штамповка и закалка. Враще¬
нием диска заготовка подается
и штамп 4, где производится
формирование кольца. За один
ход ползуна пресс придает
кольцу заданную конфигура¬
цию с точностью, необходимой
для обработки шлифованием
(см. фиг. 219, б).Обратным ходом ползуна
пресса производится выталки¬
вание кольца, которое затем
(охватывается пришедшим во
вращение диском, сбрасываю¬
щим его в отверстие, имеюще¬
го! в нижнем опорном столе.Отсюда кольцо попадает через
.моток в закалочный бак, а за-
I ру.чочное приспособление со¬
вершает новый цикл загрузки.Температура кольца в мо-
м * * | гг закалки 750—780°. Не¬
смотря на это, кольцо успевает
икллиться на мартенсит, так
как начавшееся в штампе бы-•	грое охлаждение почти без
перерыва продолжается в
масле.Третья операция —
ошуск. Тем или иным вытаски¬
вающем устройством 1 (см.
фт 220) (чашечный конвейер,25)дляоанXаУС2ооос*и:С*_*=*сг—1XоТО с*э
со3 го
О. {-кКX ^и1Xо2ГггоосзXсосо1. *сс2'сс:о.са. •XXнз>»Xгог<1>П4кXаогоч3:жXв?аЗгос:Н-§н3С1—гоС-о”.=ГоСXгос03сосоос21плого1<ьXскСПтосоо(—чос<икичXXтоXгоСПа;нгооXнос.(2гофтогоXнXоШоо.Xо{-и(Vого1сяс—гоьXоX2Xа.сэVXского£оа«=с•гооо3•©■■а-огоС-оа;Xуоо.агго—гЭсгигонгоо.Г'к
шнековый барабан и др.) кольца вынимаются из закалочного ба¬
ка •/, промываются м моечной машине 5 и с помощью контрольных
приборов 6 проходят проверку размеров и микроструктуры на
перегрев (последняя проверка выполняется магнитными при¬
борами).Как видно п.» фиг. 220, при конвейерном производстве при¬
боры для контроля устанавливаются перед отпуском на пути сле¬
дования заготовок по технологическому потоку. Затем кольца пере¬
даются на лоток отпускной печи 7- Здесь производится отпуск при
100° в течение 2—2,5 ч. Твердость, после отпуска #/?С 61—64.Перед отпуском
кольца промываются
и проверяются по
геометрическим раз¬
мерам и микрострук¬
туре.Ч	е твертая
операция — про¬
тачивание торца и
фасок на станке 15-
Все размеры кольца
после штамповки
имеют припуски для
шлифования. Токар¬
ная обработка не
производится. Лишь
избыток металла,
выдавленный при
штамповке в один
из торцов, подлежит
удалению резцом
(см. фиг. 219,6).
Несмотря на боль¬
шую твердость за¬
каленной стали,
подрезку тонкого
торца удается сделать довольно легко резцом, оснащенным твер¬
дым сплавом. Одновременно протачиваются недостающие фаски
кольца.Пятая операция — шлифование торцов на плоскошлифо¬
вальном станке 9.Шестая операция — шлифование по наружному диаметру
на бесцентрово-шлифовальном станке 10.Седьмая о п е р а ц и я — внутреннее шлифование конусного
отверстия на станке 11.Восьмая операция — электроклеймение на аппарате 12.Девятая операция — полирование (на фиг. 220 не пока¬
зана).Фиг. 221. Механизм передачи нагретых заготовокот индукционного нагревателя к штампу:I — индуктор; 2 — передающий диск; 3 — механизм вра¬
щения; .4 — штамп.252
Детали этого процесса могут быть уточнены. Однако во всех
случаях следует иметь в виду, что для получения качественных
колец с оптимальной структурой необходимо строго соблюдать по¬
стоянство нагрева и особенно постоянство температурных условий
и процессе самой деформации.6.	ДЕФЕКТЫ ЗАКАЛКИ И ПУТИ БОРЬБЫ С НИМИВ практике термической обработки деталей подшипников, ин¬
струмента, штампов и др. наиболее распространенными являются
следующие дефекты закалки: коробление (овальность); изменение
размеров; несоответствие структуры и твердости техническим усло¬
виям; растрескивание при закалке; мягкие пятна; обезуглерожива¬
ние.Коробление (овальность)К числу наиболее часто встречающихся изменений формы при
закалке подшипниковых колец принадлежит их овализация. Другие
виды коробления значительно реже наблюдаются у колец, являясь
наиболее распространенным дефектом тонких и удлиненных изде¬
лий и изделий сложной формы.Изменения формы, наблюдаемые в производстве, есть результат
суммарного действия различных причин, возникающих неодновре¬
менно в той или иной стадии нагрева или охлаждения. Напряже¬
ния, связанные с каждой из причин, вызывающих коробление
(овальность), возникают в разное время, приложены в разных
участках периметра изделия (кольца), имеют разную величину и
направление и могут полностью или частично парализовать друг
друга. Поэтому суммарное коробление колеблется в широких пре¬
делах. Особенно это относится к кольцам. В партии колец, закали¬
ваемых по одинаковому режиму, наряду с сильно деформирован¬
ными'кольцами, можно обнаружить кольца, у которых овальность
близка к нулю.На фиг. 222 показаны фактические величины овальности двух
серий подшипниковых колец (диаметром 150 мм), закаленных в
масле из конвейерной печи с 850 и 830° (зона закалки с 830° за¬
штрихована) .	- ■Однако из суммы причин, вызывающих коробление, как пра¬
вило выделяются отдельные причины, от которых в наибольшей
степени зависит коробление. Устраняя или уменьшая их, можно
значительно снизить коробление (овальность), изделий. Такими
причинами могут быть:	* • -1.	Механические -воздействия на горячее изделие (кольцо).
К ним относятся: деформация при транспортировке изделия от печи
к закалочному баку; провисание изделия на поду (конвейере) или
Сжатие его при невозможности теплового расширения; удары о раз¬
грузочный лоток или конвейер и т. д. В качестве примера возмож¬
ных причин механического повреждения колец при закалке можно253
Температура
за нал ни 850°Температура
ъаиапки 830Порядковый номерФиг. 222. Фактические величины оваль¬
ности колец диаметром О = 150 мм и
высотой Л = 35 мм.укаииь п.! 1КЧ1 |>(11<11Л|>11()с положение разгрузочного лотка в конвей¬
ерных печах 1114]. 11п мкоомущенный лоток (фиг. 223) увеличивает
овальность колец вследствие ударов их о лоток.2.	Упруго-пластическая
деформация, вызванная не¬
одновременным (по сечению
или периметру изделия) на¬
гревом или охлаждением
стали.Неоднородность нагре¬
ва вызывает коробление
(овальность), составляющее
значительную долю общего
коробления (овальности).
Ее можно приблизительно
оценить, если после нагрева
(вместо закалки) медленно
охладить изделие на спо¬
койном воздухе. Таким же
путем могут быть обнару¬
жены механические повреж¬
дения нагретых изделий.
Нагрев, даже в таком совершенном агрегате, как современная
конвейерная печь, неоднороден. Об этом свидетельствует, в частно¬
сти, тот факт, что с увеличени-	7
ем количества рядов (слоев) —
колец на конвейере овальность " "
их увеличивается. //гПрактикой давно установ- Щ п ш1\Р\
лено, что наиболее однородный 111 ту' /jy.Ni \
нагрев и наименьшее коробле-	/у/К \ние (овальность) получаются ,,.. ,/у5^\
при нагреве в жидких средах—	\расплавленных солях. Нагревв соляных ваннах, обеспечива-	\юший более равномерное рас-	)пределение температур по пе-риметру кольца, ведет к сни-	)жению овальности по сравне-	>1нию с нагревом в печи. Иссле¬
дованиями последних лет эти
наблюдения были подтвержде¬
ны [40]. При закалке колец
214Н (наружный диаметр
125 мм, толщина 5,5 мм) овальность при нагреве в печах была на
30—35% больше, чем при нагреве в соляных ваннах.Фиг. 223. Схема расположения раз¬
грузочного лотка конвейерной печи:
/ _ кольцо; 2 — неправильное положение
лотка; 3 — правильное, положение лотка;4 — лента конвейера254
Наиболее существенная часть деформации создается при
охлаждения. Именно при охлаждении изделия, протекающем, как
правило, неодновременно, возникают тепловые напряжения. Не-
отиовременность охлаждения порождает неодновременносгь про*
пп-сов превращения, что создает различие в изменении объема в.
ра шых участках изделия и вызывает появление структур¬
ных напряжений. Возникновение напряжений связано, следова-
н'.щ,по, с наличием градиента температур при охлаждении. Все, что
увеличивает градиент температур в изделии во время охлаждения,,
увеличивает тепловые и структурные напряжения и способствует
увеличению коробления (овальности).Для уменьшения коробления от тепловых напряжений следует
уменьшать в возможных пределах температуру нагрева, повышать
и миературу закалочной среды и уменьшать скорость охлаждения.( ильная циркуляция закаливающей жидкости может увеличить
коробление (овальность), если изделие попадает непосредственно
в струю поступающей в бак жидкости. Для уменьшения скорости и
создания большей равномерности охлаждения струю следует от¬
вести от изделий возможно дальше.Основными путями снижения коробления являются понижение
н'мпературы нагрева и повышение температуры закалочной среды,
поскольку эти средства одновременно уменьшают и тепловые и-
структурные напряжения.Особенностью заэвтектоидных сталей является изменение кон¬
центрации твердого раствора при изменении температуры нагрева..
Поэтому понижение температуры нагрева под закалку не только
уменьшает градиент температуры, но понижает концентрацию
твердого раствора, что приводит к резкому уменьшению структур¬
ных напряжений. В связи с этим овальность колец, вызываемая
структурными напряжениями, сильно уменьшается при понижении,
температуры.На фиг. 222 показано, как при уменьшении температуры закал¬
ки на 20° уменьшается общее количество овальных колец и умень¬
шается величина овальности. Если допуск на овальность установ¬
лен 0,6 мм, то в первом случае будет забраковано 12 колец, во вто¬
ром — лишь три кольца.По данным А. Г. Спектора и др. [40], средняя овальность колец,
закаленных в масле при разных температурах нагрева» составила
( табл. 61):	^ ?Таблица ЫНаружное кольцо подшипника 214Наружное кольцо подшипника 211Температура закал¬Средняя оваль¬Температура закал¬Средняя оваль¬ки в °Сность в ммки в °Сность в мм8400,198350,128500,238450,168600.268600,22255
Все, что способствует увеличению концентрации твердого рас¬
твора (увеличение выдержки при нагреве, изменение исходной
структуры), увеличивает овальность колец при закалке. В частно'
сти, при проведении нормализации перед закалкой коробление
(овальность) изделий сильно увеличивается (фиг. 224). По этой
причине в некоторых случаях закалки сложных изделий приходит¬
ся отказываться от операций, создающих весьма дисперсную ис-_
ходную структуру (нормализация, двойная закалка и т. д.).Очень эффективным средством снижения коробления является
закалка в горячих средах. Закалка в горячем масле с температу¬
рой 80—90° уже заметно снижает овальность колец. Применение
ступени с более высокой температурой, осуществляемое с помощьюзакалки в легкоплавких солях или трудно
воспламеняющихся маслах, еще больше
снижает овальность К В связи с этим в прак¬
тике зарубежных заводов часто прибегают
к ступенчатой закалке в солях или солях,
разбавленных водой. При этом деформация
колец резко (в 1,5—2 раза) уменьшается.
Поскольку, как указывалось выше, нагрев
в солях также уменьшает овальность, мини¬
мальное коробление (овальность) изделий
может быть получено при сочетании нагре¬
ва и охлаждения в жидких средах. Поэтому
оптимальным режимом термической обра¬
ботки, обеспечивающим минимальное ко¬
робление, является следующий: а) нагрев
(с подогревом при 600—700°) в соляных
ваннах до температуры, сниженной против печного нагрева на 10°
и б) охлаждение в масляной или соляной ванне с температурой
130—250° (в зависимости от толщины изделия и требуемой твердо¬
сти) с последующей промывкой и, если требуется, обработкой хо¬
лодом.Закалка в горячих средах с последующей правкой под прессом,
как указывалось в главе VIII, раздел 3, почти полностью исключает
брак по короблению.В настоящее время промышленность не располагает агрегатами
соляных ванн. Закалка ведется из конвейерных, рольганговых и
других печей в холодном масле. Овальность при этом резко увели¬
чивается. В этих условиях очень эффективным средством уменьше¬
ния овальности оказались описанные выше валковые установки.
При закалке колец на валках с дополнительным натяжным роли¬
ком (см. фиг. 167) овальность и рассеивание размеров уменьшают¬
ся как по сравнению с обычной закалкой, так и по сравнению с за¬
калкой со свободным вращением на валках. Это различие особенно■ При неосторожном обращении с кольцами после охлаждения их в горя¬
чих средах, когда они находятся еще в аустенитном состоянии, овальность колец
может увеличиваться.О 0,1 0,3 0,5 0,1т
ОвальностьФиг. 224. Овальность
колец нормализованных
(кривая 2) и ненормали¬
зованных (кривая 1) пе¬
ред закалкой.256
заметно, когда имеется значительная овальность колец перед за¬
калкой. В этом случае суммарная овальность колец при закалке на
валках с натяжным роликом уменьшается в среднем на 35—40%.
Резко уменьшается конусность конических колец.Такое уменьшение получается только при правильном выборе
скорости, продолжительности вращения и конечной температуры
колец. С увеличением скорости вращения овальность достигает
наименьшего значения при окружной скорости 1,0—1,5 м/сек, а ко¬
нусность при скорости 0,4 м/сек практически исчезает. При даль¬
нейшем увеличении скорости овальность и конусность, по данным
А. Г. Спектора, не изменяются (фиг. 225). Поэтом'/ скорость 1,0—5* а-
ч»?3 5Г&ММ0,15с~- -1|®|
"і 5? 51
з:&5^5*3 ^3оЧ<, ОваліностьоЧс	о ^оКонусностьСі I I1 2 3 4 5 в м^сея
Окружная скорость вращения валкойФиг. 225. Изменение овальности и конусности колец при за¬
калке с применением валковой установки в зависимости от
скорости вращения валков: нулевой скоростью обозначена за¬
калка с ручным V качанием в масле.1,5 м/сек вполне достаточна, чтобы получить минимальную оваль¬
ность. Если необходимо получить большую прокаливаемость мас¬
сивных колец, скорость вращения также не должна превышать
3 м/се к, так как при больших скоростях начинается падение проч¬
ности колец из-за роста внутренних напряжений.Вращение колец на валкахлшлжно продолжаться до тех_пор,
пока мартенситное превращение не достигнет такой степени, что
кольцо станет достаточно жестким. В противном случае пластичное
лустеиитное кольцо при охлаждении на конвейере, в струе масла,
может получить заметное коробление. Следовательно, вращение
должно продолжаться до температуры, лежащей ниже мартенсит-
ной точки не менее чем на 60—80°, т. е. практически до 140—160°.
Мосле этого кольца продолжают остывать на конвейере закалоч¬
ного бака.	^Крупные кольца (диаметром больше 400 мм), которые нельзя
тклливать на валковом приспособлении с натяжным устройством,
целесообразнее закаливать во вращающемся разжимном патроне
(см. фиг. 190), где овальность получается значительно меньше, чем
при закалке на валках со свободным вращением,I/ 8IV17	257
)IЭти методы позволяют получать коробление (овальность) не
большее, чем при закалке в прессах, применение которых весьма
целесообразно при массовом или крупносерийном производстве.
Наоборот, при индивидуальном производстве можно ограничиться
применением для закалки простейших приспособлений типа кресто¬
вин (фиг. 242), которые позволяют несколько снизить овальность
колец. В заключение раздела приводим (табл. 62) величины до¬
пускаемой овальности колец после закалки (нормы ВНИИППа),Таблица 62НаружныйдиаметрВид кольца32 *
О^ 2 5 нДопускаемая овальность1 в мм после
термообработки при «жесткости»2колец в ммш ^ 03 о
^ о 03 5
< К О £9101112131440—60Наружное0,150,200,200,200,200,200,25Внутреннее0,080,200,20————Свыше 60 до 80Наружное0,150,200,200,200,250,250,25Внутреннее0,150,300,30———, —» 80 » 100Наружное0,150,200,200,200,250,250,25Внутреннее0,150,300,30——•——» 100 » 120Наружное0,150,200,250,250,300,300,30Внутреннее0,150,350,35————» 120 » 140Наружное0,200,250,300,300,350,350,40Внутреннее0,200,350,35——		1 Для наружных колец по наружному, для внутреннихколец -- по внутреннему диа-«»V * К «7 *2 «Жесткость» колец определяется отношением наружного диаметра к наибольшей тол¬
щине стенки кольца.Изменение размеровИзменение размеров при закалке без изменения формы проис¬
ходит за счет двух факторов: 1) изменения структуры стали при
закалке и 2) пластической деформации, вызываемой внутренними
напряжениями, превышающими предел текучести стали.Небольшое изменение размеров за счет всестороннего упругого
сжатия или растяжения, создаваемого внутренними напряжениями,
мы здесь не рассматриваем, так как эта деформация после закалки
и тем более после отпуска незначительна.Основная часть изменения размеров при общепринятых режи¬
мах закалки происходит в результате изменения структуры зака¬
ленной стали. Удельные объемы перлита и мартенсита различны.
Наибольшим удельным объемом обладает структура мартенсита.
Увеличение удельного объема мартенсита зависит от степени его
тетрагональности, что, в свою очередь, определяется количеством
углерода, сохранившегося в твердом растворе.Удельный объем перлита в отожженной подшипниковой стали
ШХ15 равен примерно 0,1278 смй/г. На фиг. 226 показан удельный
объем мартенсита и аустенита в закаленной подшипниковой стали258
при разном содержании углерода в твердом растворе (Б. М. Зель-
Г>ет). Для заэвтектоидной стали, для которой степень насыщения
твердого раствора находится в прямой связи со степенью нагрева
(для данной исходной структуры), удельный объем мартенсита за¬
висит от температуры нагрева и, как будет показано далее, от сте¬
пени отпуска.В табл. 63 приведены данные об изменении удельного объема
обеих фаз закаленной в масле стали—аустенита и мартенсита —
к зависимости от температуры закалки, но данным Б. М. Зель-
бет и др.Таблица 63Температура
закалки °СКонцентрация твердого раствораУдельный обгем в см3/г% с% Сгмартенситлаусте н и та8000,380,640,12790,12168200,450,780,12820,12268300,500,800,12830,12298400,530,830,12830,12308500,570,870,12840,12328600,600,910,12840,12339000,801,160,12900,12419500,951,340,12960,1249Во всех случаях удельный объем
мартенсита остается больше удельного
объема аустенита и исходной феррито-
цементитной смеси — перлита. Послед-С0/гI 0,128і ни занимает по объему промежуточ- ^’551О^.7**0,4 0,6 0,8
Содержание углерода
в твердом растворемое место между мартенситом и аусте-
иитом. Вот почему, будет ли после | 0.126
закалки структура чисто аустенитной §
или чисто мартенситной, объем зака- §> от
ленной стали будет отличным от ис¬
ходного объема изделия. В первом
случае он будет меньше, "а во втором 0,122
больше объема изделия до закалки.Совпадение объема и размеров зака¬
ленного изделия с исходным можетбыть только в случае, когда в закален- фиг. 226. Удельный объем мар-
пой стали имеется смешанная структу- тенсита (кривая 1) аустенита
„а с таким соотношением объемов,	Жпри котором увеличение размера от держании углерода в твердом
тетрагонального мартенсита компен-	растворе,сируется наличием некоторого количе¬
ства остаточного аустенита.Фактическая величина удельного объема закаленной стали, в
которой присутствуют обе структуры, зависит, следовательно, от
соотношения количеств содержащегося в ней аустенита и мартен¬
сита. Эта величина, как видно из предыдущего, различна для раз¬
ных концентраций твердого раствора.17*	259
11л фиг. 227 показано изменение удельного объема закаленной
стали 111X15 в зависимости от содержания остаточного аустенита
при разных концентрациях твердого раствора (содержание угле¬
рода показано на графиках, содержание хрома примерно в 1,5 раза
больше содержания углерода). Соответственно этому при закалке
происходит изменение размеров в зависимости от содержания оста¬
точного аустенита в стали (фиг. 228) [40].Хотя в нормально закаленной хромо¬
углеродистой стали остаточный аустенит
всегда присутствует, однако 'количествос>а:<ъЧл с>
***»О§СМ3/!0,1280,126отО 20 40 60 80
Содержание остаточного аустенитаСодержание остаточного
аустенитаФиг. 227. Изменение удельного объема за-	Фиг. 228. Изменение разме-каленной стали ШХ15 в зависимости- от	ров. при закалке стали сколичества остаточного аустенита.	1%С при разных содержа*ниях углерода в твердом
растворе и количествах ос¬
таточного аустенита.его недостаточно для компенсации объемных изменений, связанных
с образованием мартенсита. Поэтому при закалке этих сталей поч¬
ти всегда наблюдается увеличение размеров. Это увеличение зави¬
сит главным образом от температуры закалки, определяющей кон¬
центрацию твердого раствора и содержание остаточного аустенита.
Однако есть и ряд других факторов, от которых, как мы увидим
далее, зависит изменение размеров при закалке.В частности, очень заметное влияние на изменение размеров
оказывает скорость охлаждения. При увеличении скорости охлаж¬
дения уменьшается количество остаточного аустенита и увеличи¬
ваются внутренние напряжения в стали. Оба эти фактора способ¬
ствуют увеличению размеров закаленной стали. Поэтому при одной
и той же концентрации твердого раствора закалка в воде создает
в стали большее увеличение размеров. На фиг. 229 показано отно¬
сительное изменение размеров при закалке стали ШХ15 в воде и
масле с разных температур (Б. М. Зельбет). Эта закономерность
имеет место только для тонких колец. Для колец средней толщины260
I'ClÇ>I 0,2ÎSCi.<*>%0,1o>5:<ъ5;*->0/2775 800 825 850 875 °C
Температура закалкиФиг. 229. Изменение размеров
при закалке в воде (кривая 1) и
в масле (кривая 2) в зависимости
от температуры закалки.п толстых увеличение размеров наблюдается не до 900°, а до мень¬
шей температуры закалки, отвечающей содержанию в твердом
растворе 0,55—0,60% С. Чем толще кольцо, тем больше в нем оста-
Iочного аустенита и тем“ттртг■мень¬
шей концентрации твердого раство-
ра наблюдается максимальное уве¬
личение размеров.Вторая часть изменения объема
является результатом пластической
деформации. Уже давно было заме¬
чено, что при резкой закалке (в
иоде) легированной стали в микро¬
структуре стали обнаруживаются
двойники, свидетельствующие о на¬
личии пластической деформации
1115]. Такая микроструктура стали
1ПХ15СГ, закаленной в воде с 1000°,
приведена на фиг. 230. Однако эти
видимые признаки пластической де¬
формации обнаруживались только
при резкой закалке с высоких тем¬
ператур. При обычных температу¬
рах закалки о пластической деформации можно было догадывать¬
ся по резкому увеличению размеров при закалке в воде (см.
фиг. 229). Поскольку при этом одновременно уменьшалось коли¬
чество остаточного аустенита, увеличение размеров относили за
счет уменьшения аустенита. При внедрении закалки колец с вра¬
щением их на валковых приспособлениях было замечено, что из¬
менение размеров меньше, чем при обычной закалке, в то время
как количество остаточного аустенита почти не изменяется. При
больших скоростях вращения колец вместо увеличения получалось
уменьшение размеров (усадка).В последние годы А. Г. Спектором был проанализирован этот
мопрос. Было установлено, что фактическое изменение наружного
диаметра подшипниковых колец нельзя объяснить только измене¬
нием объема закаливаемой стали, так как оно значительно меньше
того изменения, которое можно ожидать из-за разницы удельных
объемов фаз.Исходя из ряда сделанных ранее наблюдений это расхождение
можно объяснить наличием при закалке упруго-пластической де¬
формации (усадки).Величина усадки определяется главным образом двумя факто¬
рами: составом твердого раствора и скоростью охлаждения. С уве¬
личением легированности твердого раствора, насыщения его угле¬
родом, усадка увеличивается и в связи с этим общее увеличение
размеров уменьшается. Соответственно, следовательно, величина
усадки будет изменяться от температуры нагрева, исходной струк-261/
туры п т. д. С увеличением скорости охлаждения усадка увеличи¬
вается. Заметное увеличение усадки наблюдается при увеличении
скорости вращения колец на валковых приспособлениях.Фиг. 230.’ Двойники в аустените (мартенсите) стали ШХ15СГ,
закаленной в воде с 1000°. х500.На фиг. 231;приведеныйданные анализа составных частей обще¬
го изменения’размеров (диаметра) наружных колец конического
подшипника типа 7613-01 ХВнпр= 140 мм, толщина стенки 7—15 мм),
изготовленных из стали ШХ15СГ и закаленных в масле. Пунктиром
показано суммарное изменение размеров и столбиками его состав¬
ные части. При очень больших скоростях вращения (7,0 м/сек) ве¬
личина усадки столь значительна, что перекрывает увеличение раз¬
мера, возникшего вследствие изменения объема фаз, вследствие
чего суммарное изменение наружного диаметра кольца становится
отрицательным.Такую большую усадку можно наблюдать только у массивных
колец из легированных сталей (ШХ15СГ) при большой скорости
вращения колец. У стали ШХ15 при обычных скоростях охлажде¬
ния в масле превалирует изменение размеров из-за увеличения
объема мартенсита по сравнению с объемом исходной фазы — пер¬
лита. На фиг. 232 видно относительное различие суммарного изме¬
нения диаметра колец фнар= 360 мм, толщина стенки 20 мм), из¬
готовленных из стали ШХ15 и ШХ15СГ и охлажденных с разной
скоростью вращения до различных температур. У тонких колец
влияние усадки ^меньше.Графики, приведенные, по данным Спектора А. Г., на фиг. 232,
указывают общее направление борьбы с изменением размеров,
позволяющее приблизить размеры закаленных колец к исходным,262
< > Iиако, поскольку основную часть изменения размеров составляет
р.1 чличие удельных объемов исходной и закаленной стали, задача
получения П01сле закалки малого изменения размеров сводится к
получению большого количества устойчивого остаточного аустени-
1л. Кроме того, следует иметь в виду, что увеличение объема тем
Г»о.лыие, чем больше тетрагональность мартенсита. Поэтому, умень¬
шая тетрагональность мартенсита, мы сокращаем рост изделия.
Для достижения этойУсловные обозначения^Общая деформация
Г 1 Объемная деформацияУпругс-пластичсская деформация
Угар%*0,15£§ 0
'Ъсз ~0,05
а1-4/01-йй•0.2010(без Вращения)11А.тт7,0Скорость брасцения, м/секцели изделие должно
Гнить отпущено при
ио.чможно более высо¬
кой температуре, но
м пределах темпера¬
тур, при которых не
начинается превращение
остаточного аустенита.Каковы же пути по-
пучения меньших из¬
менений размеров спо¬
собом увеличения ко¬
личества остаточного
иусгенита? Этих путей
можно назвать три:
и) применение стали с
добавкой специальных
легирующих примесей;
г>) специальные методы
шкалки; в) регулирова¬
ние исходной структуры.Выше отмечалось
нлняние марганца на устойчивость аустенита. В этом отношении
марганец является наиболее эффективным элементом, поэтому из
стандартных хромоуглеродистых сталей приемлемы для выше¬
указанных целей стали ШХ15СГ, ХГ и особенно ХВГ. Если при
Iлкалке стали ШХ15 всегда получается увеличение размеров, то
применение стали с 1% марганца позволяет при некоторых усло-
ниях охлаждения получить некоторое уменьшение изделий, т. е.
усадку (фиг. 232).При большом количестве хрома в стали можно получить даже
Польше остаточного аустенита, чем нужно для компенсации увели¬
чения размера вследствие мартенситного превращения.Как будет показано далее, изделия из сталей Х12М, Х12Ф и др.
(1,Г>% С; 12,0% Сг; 0,4% Мо или Уа) путем специальной термиче¬
ской обработки, так называемой «тепловой доводки», могут быть
мкалены совершенно без изменения размеров [45]. В настоящей
главе рассмотрим указанные выше пути борьбы с деформацией
применительно к хромоуглеродистым сталям типа ШХ15, ХГ, ХВГ
II т. и.Фиг. 231. Составные части деформации (изменения
размеров) при разных способах закалки колец
типа 7613-01263
Увеличение количества «статочного аустенита в каждой из этих
сталей можно было бы получить повышением температуры закалки
и соответствующим увеличением насыщенности твердого раствора.
Этот путь неправилен, так как он ведет к резкому ухудшению меха¬
нических свойств п короблению изделий. Даже ступенчатая закал¬
ка, которая несколько сглаживает недостатки, вызываемые высо¬
кой температурой нагрева, не устраняет их полностью. Кроме того,
одновременно с ростом количества остаточного аустенита вслед¬
ствие повышения температуры закалки растет тетрагональность
мартенсита, влияние которой на размера прямо противоположно.°/о■0,100!§
с ї2? їм*"0,025
^ ^-у5-4) «О-0075
сг V-	іУ/Уу'- '• /21—і	///3.. ///4//50 100 '150 200
Температура колец при съеме
с балковФиг. 232. Влияние режима вращения колец типа 3634-01 на изменениеих наружного диаметра:/ — сталь ШХ15 при скорости вращения и = 1,5 м/сек-, 2 — то же. о = 6 м/сек,
3 — сталь ШХ15СГ, о =1,5 м/сек-, 4 — то же, V = 6 м/сек.Поэтому для увеличения количества остаточного аустенита следует
прибегать к изменению условий охлаждения, но без повышения
температуры закалки.Если охлаждение стали, нагретой до состояния твердого раство¬
ра, прервать при температуре несколько ниже мартенситной точки,
т. е. применить ступенчатую закалку, то количество остаточного
аустенита будет больше, чем при обычной закалке, и тем больше,
чем медленнее будет вестись дальнейшее охлаждение.Этот путь для сталей марок Х(ШХ15), ХГ, ХВГ дает заметное
увеличение количества остаточного аустенита. Температура ступе¬
ни в зависимости от конкретных условий может быть применена от
180 до 100° с выдержкой на ступени 1—3 мин и последующим мед¬
ленным охлаждением.Единственный недостаток этого метода тот, что полученный та¬
ким способом остаточный аустенит недостаточно устойчив. Для
стабилизации увеличенных порций остаточного аустенита рекомен¬264
дуется обязательно охлаждать изделие после изотермической ступе¬
ни до комнатной температуры и затем подвергать его отпуску до
возможно более высокой температуры в пределах до температур
превращения остаточного аустёнита. В этом случае получается уве¬
личенное количество устойчивого остаточного аустенита.Рассмотрим далее, как влияет на изменение размеров предвари¬
тельная обработка. Большинство исследователей считает, что пред¬
варительная закалка с высоким отпуском является надежным мето¬
дом для предотвращения изменения размеров при основной закалке.Проследим, как изменяется объем закаленной стали ШХ15(Х)
при двух различных типах
исходных структур — мелко¬
пластинчатом и крупнозер¬
нистом перлите.Результаты измерения об¬
разцов диаметром 4x50 мм,
прошедших закалку с 840°,
показаны на фиг. 233. Обыч¬
ные в таких случаях кри¬
вые, отражающие изменение
структуры закаленной стали
при отпуске, идут почти
параллельно от 0 до 150—180°, с более крутым паде¬
нием размеров у стали с ис¬
ходной структурой мелко¬
пластинчатого перлита. При
температуре 240° положение
кривых перераспределяется и размеры образцов с Оолее дисперс¬
ной исходной структурой становятся больше. Эта, хотя и неболь¬
шая разница в ходе кривых отражает то различие в структуре
закаленной стали, которое было отмечено ранее. Более крутое
уменьшение размеров при низких температурах отпуска у стали
с мелкопластинчатым перлитом связано с ее большей теграгональ-
ностыо непосредственно после закалки. Значительно большее воз¬
растание размеров при 240° обусловлено большим количеством
остаточного аустенита.Увеличение размеров при температурах ниже 0° связано только
с превращением аустенита, и оно оказывается большим при исход¬
ной структуре мелкопластинчатого перлита, чем зернистого.Однако на основании ранее рассмотренных данных о количестве
остаточного аустенита в закаленной стали с различной исходной
структурой можно было бы предполагать значительно большее раз¬
личие в ходе правой части кривых мелкопластипчатого и зерни¬
стого перлита. Такое небольшое различие в изменении размеров
при двух крайних по дисперсности структурах надо объяснить одно¬
временным эффектом увеличения количества остаточного аустенита
н возрастанием тетрагональности мартенсита при переходе к более26505§-£«иіЇО)Ї1§/<*-| мк—N1+110і ІППЧ1+ іии
ап+ ЧПкд I1- -г і пп1•і /и1* ииі11■■+ ЧПі і1■ г 9Пг1- +ІП1.1 п18?-у Уо50°1 .150°I250°\350°°СТемпература отоуснаФиг. 233. Влияние исходной структуры
на изменение размеров при отпуске зака¬
ленной стали. Сталь ШХ15 (1,04% С;
1.4% Сг):1 —пластинчатый перлит; 2— зернистый перлит
дисперсным исходным структурам. По этой же причине незначите¬
лен эффект предварительной закалки с высоким отпуском, создаю¬
щей структуру дисперсного зернистого перлита.На этом основании можно утверждать, что предварительная
обработка в виде нормализации или закалки с высоким отпуском
для стали типа LUX 15 дает очень незначительные преимущества
перед нормально отожженной сталью. Сказанное подтверждается
также многолетней практикой термической обработки инструмента,
изготовленного из указанной стали.Если к нормализованной или предварительно закаленной стали
применить ступенчатую закалку, то количество остаточного аусте-
нита увеличится больше и соответственно изменение размеров бу¬
дет меньше, чем при закалке отожженной стали.Следовательно, для того чтобы изменение размеров после за¬
калки было меньшим, следует комбинировать оба метода. Необхо¬
димо путем предварительной обработки увеличивать легирован-
ность твердого раствора. Затем путем замедленного охлаждения
получать увеличенное количество более легированного и, следова¬
тельно, более стабильного остаточного аустенита.Для сравнения с описанной выше хромоуглеродистой сталью
марки ШХ15(Х) рассмотрим изменение размеров в зависимости от
предварительной обработки, обычно рекомендуемой более легиро¬
ванной стали марки ХВГ. Предварительная обработка, исходная
структура и твердость исследованной стали ХВГ приведены в
табл. 64.Таблица 64Вид предварительной обработкиИсходная структураТвердость
по Бринелюdотп
в ммнв1. Отжиг при 780°; выдержка 3 ч,Зернистый перлит4,4187охлаждение 10 °/ч2. Закалка с 900° в масле, отпускТочечный перлит (сор¬3,8255650°, выдержка 1 ч 30 минбит)3. Нормализация с 920°, охлаждениеМелкопластинчатый пер¬3,2418со скоростью 100°/минлит (троостит)Все образцы были подвергнуты закалке с 840° в масле и отпуску
в пределах от— 180 до +400° с выдержкой 20 мин при каждой
температуре.Результаты измерения образцов показаны на фиг. 234. Здесь
различные исходные структуры дают совершенно различное изме¬
нение размеров. Непосредственно после закалки ( + 20°) самое
малое изменение размеров дает трооститовая структура (кривая 3).
Отожженная сталь (кривая 1) дает значительное увеличение раз¬
меров. Сталь, подвергнутая закалке с высоким отпуском (кри¬
вая 2), занимает промежуточное место.Изменение размеров в процессе отпуска также различно. В пре¬
делах от закаленного состояния до температуры отпуска +180°,266
Г<■•им ветствующей наименьшему размеру закаленных образцов,
имеет место следующее изменение размеров: исходная структура
/ зернистый перлит — 34 мк, 2 — точечный перлит—56 мк,
.7 троостит — 72 мк. При этом кривая для стали с исходной струк-
IV рой точечного перлита пересекает при данной температуре от¬
мутка нулевую линию, следовательно, имеет размеры, не изменен¬
ные по отношению к сырому образцу. Таким образом, влияние ис¬
ходной структуры на количество остаточного аустенита для этой
сгали настолько велико, что кривые значительно сдвигаются, пере¬
ходя в некоторых случаях в область отрицательных изменений раз¬
меров (усадка). Влияние различной тетрагональности мартенсита
п этом случае относи-
п'льно слабее и сказыва¬
ется в различном измене¬
нии размеров при невысо¬
ком отпуске (180—190°).Этот пример показы-
нает, что для получения
минимальных изменений
размеров изделия нужно
добиваться не такой пред-
нарительной обработки,
которая дает минималь¬
ные изменения размеров
после закалки, а такой,<35:■■осзО)£5мк»7(9/7———	—	—Г	^80•‘—о-іл	1■!&>*ио■Цг	р——V	1..|>--у%[* —18У-1ж-юо°-ь0«1)-20■40-600° 100° 15Г 260°25~о°зт\и10° °С?7м\<	—*/ч-во■то~	-лк'	1	Температура отпускакоторая дает минималь- фиг> 234. Влияние исходной структуры на из-
пое изменение размеров менение размеров при отпуске закаленной
после отпуска, являюще-	стали ХВГ; закалка с 840°:ГОСЯ КОНечНОЙ Опепапией ^— зернистый перлит; 2— точечный перлит (сорбит);
^ липсчлии ипсрддиси	3 _ мелкопластинчатый перлит (троостит).термической обработки.Следовательно, в данном случае при низкотемпературном отпуске
лучшей будет исходная структура не троостита, получаемого нор¬
мализацией с 920°, а структура точечного перлита (сорбита), полу¬
чаемого путем закалки и высокого отпуска.В целом в отношении влияния предварительной обработки на
практические результаты закалки можно сделать следующий вы¬
вод: предварительная обработка (нормализация, закалка), как
правило, не гарантирует отсутствия изменения размеров при за¬
калке. Почти во всех случаях имеет место некоторое уменьшение
изменения размеров, однако это уменьшение колеблется в боль¬
ших пределах для различных сталей и для различных исходных
структур.В процессе самого отпуска размеры закаленных изделий значи¬
тельно изменяются и, направляя это изменение в нужную сторону,
можно добиться значительного уменьшения изменения размеров.Для некоторых легированных сталей (с вольфрамом, марган¬
цем и т. д.), когда измельчение исходной структуры увеличивает267
п усадку и количество остаточного аустенита, можно подобрать
режим предварительной обработки, который после закалки и соот¬
ветствующего отпуска дает минимальное изменение размеров по
сравнению с сырым изделием. Для изделий толщиной до 10—20 мм
режим предварительной обработки приведен в табл. 65.Таблица 65МаркасталиРежим предварительной
обработкиРежим окончательной
обработкиМинимальное
изменение
размеров
на каждые
100 мм длины
в ммШХ15 (X)
ХВГНормализация с 900°;
охлаждение на воз¬
духеЗакалка с 860° в масле;
отпуск 650° 1,5—2 чЗакалка с 830° в масле, на¬
гретом до 80—100°; отпуск
170° 1—1,5 ч
Закалка с 830—840° в масле
(30—40°); отпуск 180° 1,5—2 ч4- 0,05—0,06
0Если предварительной обработкой является закалка, следует ее
производить в горячей среде (масло, селитра). Как показали иссле¬
дования В. Д. Садовского и Н. В. Вьяль, предварительная закалкав масле с температур, превы¬
шающих 850°, приводит к рез¬
кому ухудшению ударной вяз¬
кости после окончательной за¬
калки. Изменения размеров
при повторной закалке часто
не носят закономерного харак¬
тера. Вместо обычного расши¬
рения, наблюдаемого при одно¬
кратной закалке, при повтор¬
ной закалке, часто наблюдает¬
ся усадка размеров. Все это,
очевидно, связано с образова¬
нием необратимой пластиче¬
ской деформации и микротре¬
щин в микрообъемах и, следо¬
вательно, полностью не может
быть восстановлено. Поэтому
желательно, чтобы при пред¬
варительной закалке темпера¬
тура закалочной среды была
не менее 150—250°.Особенно большие необратимые изменения происходят при рез¬
кой закалке в воде, когда начальное увеличение размеров полу¬
чается еще большим, чем при закалке в масле.На фиг. 235 приведены, по данным [90], сравнительные кривые
изменения размеров при закалке в воде и масле и последующем
отпуске, Из фиг, 235 видно, что увеличение размеров, имевшееТемпература отпускеФиг. 235. Изменение размеров при от
пуске после закалки в воде (кривая
и масле (кривая 2).1)208
мссто после закалки в воде, значительно больше, чем при закалке
и масле, и что относительное положение обеих кривых со значи¬
тельным постоянством сохраняется во всем диапазоне температур
отпуска от 100 до 700°. В этом интервале образцы, закаленные в
воде, остаются большими, чем до закалки. Изменение размеров,
полученное при закалке в воде, почти необратимо и обусловлено
значительной пластической деформацией, происходящей при быст¬
ром охлаждении в связи с неодновременным изменением объема
в разных участках изделия.Несоответствие структуры и твердости техническим условиямОптимальная структура стали должна обеспечивать сочетание
высокой твердости и вязкости. Карбидная составляющая должна
быть равномерно распределена в основе в виде мелких частиц.Для рассматриваемых нами сталей эта структура состоит из
бесструктурного, так называемого скрытокристаллического мартен¬
сита и равномерно распределенных мелких карбидов. Твердость
стали (LLIX15) после закалки при такой структуре HRC 63—66.Дефектных структур закаленной стали может быть несколько:а)	Игольчатый мартенсит появляется в структуре за¬
каленной стали в результате перегрева. Вначале он образуется в
местах, обедненных карбидами, которые одновременно являются
местами интенсивного роста зерна (см. фиг. 87 и 100), поэтому
чаще наблюдается местная игольчатость мартенсита. При значи¬
тельном перегреве (870—880°) иглы выявляются по всему объему
стали и сильно укрупняются.Как мы видели при рассмотрении области допустимых закалоч¬
ных температур, граница появления игольчатости зависит от исход¬
ной структуры. Для стали с исходной структурой однородного зер¬
нистого перлита соответствующая температура составляет—850°,
для пластинчатого перлита — 835° *.Игольчатость, сопровождая высокую насыщенность и крупно-
зернистость мартенсита, свидетельствует о хрупком, напряженном
состоянии закаленной стали, поэтому для высокоуглеродистой ста¬
ли такая структура недопустима и должна быть исправлена. Перед
повторной закалкой изделия необходимо отжечь на структуру
мелкозернистого перлита. В этом случае допустим низкотемпера¬
турный отжиг при температуре немного ниже Ас\. Выдержка долж¬
на быть достаточной, чтобы произошла коагуляция карбидов. При
температуре 700—720° выдержка должна быть не меньше 6—8 ч.
Может быть также применен короткий отжиг при 760—770° с вы¬
держкой 1 ч и охлаждением 50—60 °/ч. Повторная закалка должна
быть произведена при температуре на 10—15° ниже нормальной.б)	Троосто-мартенситная структура. В деталях
подшипников, инструментах, требующих высокой твердости и изно-* При нормальной выдержке.269
соустойчнвостп, гроос III I 1$ структуре после закалки недопустим.
В том случае, когда требуется пониженная твердость, снижение
нужно производить высоким или длительным отпуском, а не частич¬
ной закалкой. Высокий отпуск придает стали вязкость по всему
объему. Участки троостита хотя и снижают твердость, но почти не
уменьшают хрупкость стали, состоящей в основном из слабоотпу-
щенного мартенсита.Троостит в закаленной стали может появиться по двум причи¬
нам. Во-первых, от недогрева. Если нагрев произведен ниже опти¬
мальной температуры или с малой выдержкой насыщение твер-Фиг. 236. Троостит в структуре закаленной стали:а — от недогрева при закалке; б — от подстывания.дого раствора углеродом не успеет произойти. При применяемой
скорости охлаждения (в масле) малоуглеродистый твердый
раствор успеет распасться на феррито-цементитную смесь.
Обычно участки троостита появляются в тех местах, где раствор
был наименее насыщен (см. фиг. 236, а). Диапазон получаемой
структуры и, следовательно, твердости в зависимости от степени
недогрева очень широк: от мелких точечных участков троостита в
массе мартенсита до сплошного троостита. Во-вторых, троостит
может появиться в структуре от недостаточной скорости охлажде¬
ния (слабоохлаждающая жидкость, большая масса изделия и др.).
Так как превращение аустенит-перлит начинается на границах зе¬
рен, то частично начавшееся и затем прерванное закалкой пре¬
вращение дает трооститную сетку вокруг аустенитного (мартенсит-
ного) зерна (см. фиг. 236,6). Такая структура, в отличие от пока¬
занных на фиг. 236, а, является характерной для изделий, подсту-
женных при закалке.Нагретые изделия могут быть подстужены вследствие сдвига
на край печи или длительного нахождения на воздухе в момент
закалки. В конвейерных печах подстуживание происходит, если из-'
делие случайно застряло при выходе из печи в закалочном лотке,
и т. д., где температура понижена. Часто этот дефект является
следствием неправильного распределения температуры вдоль печи,1 При правильной температуре нагрева (и выдержке) в конвейерных печах
«недогрев» может иметь место при излишней нагрузке изделий на конвейер.270
т. е. когда в средней части печи температура выше, чем на выходе..
' >то бывает в нефтяных и газовых печах из-за неправильного регу¬
лирования форсунок, а в электрических печах — из-за неправиль¬
ного распределения секций сопротивлений.На фиг. 237 дан график правильного распределения темпера¬
туры вдоль печи с нанесенными пунктиром наиболее часто встре¬
чающимися отступлениями. В случае 1 кольца перегреваются в се¬
редине печи и после закалки имеют структуру игольчатого мартен¬
сита. В случае 2 кольца подстуживаются перед попаданием в маслоФиг. 237. График правильного распределения температуры
в закалочной печи; пунктиром показаны возможные наруше¬
ния режима:1 — перегрев; 2 — подстывание.и имеют после закалки участки троостита в структуре и понижен¬
ную твердость.Если троостит в структуре получился от недогрева, следует под¬
нять температуру всех зон печи. Если же получение троостита свя¬
зано с подстуживанием, следует поднять температуру только вы¬
ходной зоны.Неправильное увеличение температуры по зонам может при-
I сети к комбинации обоих дефектов (перегрев в середине и подсту-
живание в конце печи). Тогда возможно одновременное образова¬
ние в структуре и игольчатого мартенсита и троостита.В случае обнаружения такого рода дефектов надлежит прежде
псего проверить распределение температуры вдоль печи (пропуска¬
нием через печь изделия со спаем термопары), после чего внести
соответствующие коррективы в распределение нагревателей по дли¬
не печи.В электрических конвейерных печах (см. фиг. 170, поз. 1) целе¬
сообразно вводить добавочное сопротивление на задней стенке печи
мощностью 7—8 кет (фиг. 237). Выходное отверстие и спускной
лоток должны быть защищены от потерь тепла хорошей теплоизо¬
ляцией.В прямоточных печах неполная закалка может произойти за
счет скопления в баке кучи разогретых изделий, если их убирают
медленно и они не успевают остыть во время падения. В частности,
при закалке шаров и роликов из роторных печей приходится удли-271
пять пути падения изделий при помощи специальных наклонных
желобов (лотков) (см. фиг. 179, поз. 3) или разбрасывающих воро¬
нок.Если закаливаются крупные ролики (или шары), следует к пути
их движения в жидкости подводить добавочные струи или увели¬
чить высоту закалочного бака. То же самое следует делать при
резко увеличенной производительности закалочной печи.Наличие троостита в структуре сопровождается снижением
твердости тем в большей степени, чем больше троостита. Перегрев
при закалке, как было показано Н. Т. Гудцовым и О. Кузьминой
[46], не сопровождается значительным изменением твердости.Обычным способом выявления перегрева и сопутствующей
игольчатой структуры является проба на излом. Излом выявляет
не только перегрев при закалке, но и следы сильного перегрева
предшествующих операций (ковка), часто не выявляемые даже
микроструктурным анализом. На фиг. 238 показаны изломы нор¬
мальной, перегретой и недогретой стали. Во всех случаях для ис¬
правления дефектной структуры необходима повторная закалка
с применением промежуточного отжига.Если появление игольчатости при закалке связано с исходном
структурой (неоднородный крупнозернистый перлит, карбидная по¬
лосчатость), что часто имеет место при изготовлении деталей и:»
калиброванной стали, следует перед закалкой провести нормализа¬
цию (880°) с ускоренным отжигом (см. главы V иУ1).Трещины—неисправимый и потому самый опасный дефект за¬
калки.В процессе охлаждения при закалке вследствие неодновремсп
ного изменения температуры в разных участках изделия и неодпо
временных фазовых превращений, сопровождающихся различным
изменением удельного объема, возникают тепловые (объемные) и
структурные напряжения. Если в результате суммирования этих
напряжений создаются растягивающие напряжения, равные пре
делу прочности, происходит растрескивание. Опыт показывает, что
растрескивание изделия может произойти и при напряжениях,272	•	•	•5 IФиг. 238. Излом закаленной хромистой сталиа — недогрев; б — нормальный излом; в — перегрев.Растрескивание при закалке
меньших предела прочности, вследствие так называемого «задер¬
жанного разрушения». В этом случае в связи с длительной выдерж¬
кой закаленной стали под воздействием напряжений разрушение
происходит при напряжениях, величина которых значительно
меньше предела прочности стали [116].Растрескивание при сравнительно малых средних величинах на¬
пряжений может произойти также, если создаются местные высо¬
кие напряжения (например, на границе мягкого пятна,', границе
Изменения сечения и т. д.). Поэтому местом образования трещинФиг. 239. Образование трещин
в стали:а — мелкие трещины от структурных на¬
пряжений; 6 — шлифовочные трещины.обычно являются галтели, риски, выточки, клейма, где концентри¬
руются напряжения. Однако и на гладких изделиях вследствие
и«одновременного протекания мартенситного превращения при
гыстром охлаждении создаются сильные напряжения, которые мо-
| VI разорвать изделие непосредственно после закалки или вскоре
после нее.В этом отношении высокоуглеродистая легированная сталь
Наиболее чувствительна к возможным отступлениям от правильного
" I 1>кдения. Достаточно, например, попадания на изделия струи
л юдного масла, чтобы вызвать растрескивание. Небольшое коли-
•н I I во воды в закалочном масле может дать массовый брак по
|ргщинам. Холодная вода в моечных машинах способствует обра-
шнапию трещин по рискам и галтелям у горячих колец.•Гсмпература заклочного масла очень сильно влияет на образо-
1ч||пи' трещин. Понижение температуры с 50—60 до 20° сильно■	п< шчивает трещинообразование.^Поэтому при охлаждении долж-
1И.1 быть выполнены все предосторожности (проверка жидкости,■	I ш.шение надрезов и выточек и т. д.).< \ шествуют некоторые особенности закалки заэвтектоидной		, вытекающие из того, что состав твердого раствора сталииI.ц нагреве под закалку непрерывно изменяется. Поведение стали
при -.акалке оказывается очень чувствительным к степени нагрева,•	|||м деляющей состав твердого раствора стали в момент закалки.I	Ьнп.ппение температуры нагрева (рост зерна, увеличение легиро-
и.ишогтн аустенита) переносит мартенситное превращение в об-
|.( п. более низких температур. В связи с этим внутренние напря¬И .и/	273
жения и, следовательно, склонность к растрескиванию резко увели¬
чиваются.На том же основана значительная зависимость трещинообразо-
вания при закалке ог исходной структуры (см. фиг. 108).Перегрев при закалке или предварительная нормализация,
создают характерные трещины в виде мелких рисок (фиг. 239, а)
или волосовин. Они отличаются от сетки шлифовочных трещин
(фиг. 239, б) или крупных одиночных трещин в местах концентри¬
рованных объемных напряжений (фиг. 240).Как правило, эти трещины располагаются вдоль токарных рисоктолько в поверхностном слое
и не идут вглубь, как другого
вида закалочные трещины.
Считалось, что эти трещины
также образуются из-за повы¬
шенной концентрации твердого
раствора, получающегося от
перегрева при закалке или
предварительной / нормализа-у
ции. В. Д. Садовский зысказал
предположение, что мелкие
продольные трещины вдоль то¬
карных или шлифовальных риг
сок (см. фиг. 239, а) связаны
с обезуглероживанием поверх¬
ности при нагреве под закалку
или нормализацию. Это пред*
положение было проверено В. Д. Садовским и А. С. Шейном. Для
проверки служили следующие опыты.Образец из высоколегированной стали с мартенситной точкой
ниже комнатной температуры был предварительно обезуглерожен
с поверхности и затем закален (В. Д. Садовский). В остывшем до
комнатной температуры образце превращение аустенита не нача¬
лось, так как точка Мн лежала ниже комнатной температуры.
В этом состоянии в одной части поверхности обезуглероженпып
слой был удален, а в другой оставлен. После этого образец был
подвергнут охлаждению до отрицательных температур ниже мар
тенситной точки. При этом было замечено, что та часть образца,
где обезуглероженный слой был оставлен, покрылась трещинами,
а та часть, с которой этот слой был удален, осталась целой.А. С. Шейном была проведена закалка из цементационного
ящика с температурой 860°. При этом растрескивания не было
обнаружено. В то же время при закалке таких же колец, с той ж«*
температуры из обычной камерной печи на 65% колец были обил
ружены характерные поверхностные трещины.На основании этих и других опытов авторами высказано слг
дующее предположение о механизме образования поверхность!\
трещин.274Фиг. 240. Трещины от объемных на¬
пряжений.
При охлаждении обезуглероженного изделия в интервале мар-I	снситного превращения происходит увеличение объема, разное в
разных по составу слоях. Высокоуглеродистая основная масса из¬
делия расширяется относительно больше, чем низкоуглеродистый
обезуглероженный слой.Кроме того, обезуглероженный слой претерпевает превращение
п расширение раньше, чем необезуглероженная часть изделия. По¬
тому в момент, когда в основной массе изделия происходит мар-
к'нситное превращение и связанное с ним расширение, в обезугле-
роженном слое возникают сильные растягивающие напряжения.
Естественно, что эти напряжения концентрируются в рисках от ме¬
ханической обработки, где они превышают предел прочности обед¬
ненного углеродом слоя и разрывают его.Фиг. 241. Комбинация различных трещинКак показали наблюдения, при закалке с очень высоких темпе¬
ратур (890—900°) поверхностные трещины часто не образуются,
несмотря на наличие явных следов перегрева (крупноигольчатый
мартенсит и т. д.). Следует предполагать, что это связано-с мень¬
шим увеличением объема в основной массе закаливаемого изделия
п <-за образования увеличенного количества остаточного аустенита.
Однако это имеет место только при сильном перегреве (темпера-
Iура закалки— 900° и более). При обычном перегреве (860—870°),
который имеет место в производстве, с увеличением перегрева тре-
шииообразование в рисках увеличивается. Это связано с тем, что
при таком перегреве при закалке превалирует увеличение тетраго-
пальности мартенсита и вызываемое этим увеличение объема в ос¬
новной массе изделия.Можно предполагать, что в данном случае перегрев не является
гсрвопричиной образования поверхностных трещин, а лишь способ-
| тует ему. То же самое можно сказать о низкой температуре мас¬
ла, интенсивной циркуляции его и т. д. Первопричиной поверхносг-
I!ых трещин, как это следует из изложенного, является обезуглеро¬
живание поверхности, изменение химического состава и связанное
с >гим различие в изменении объема при мартенситном превра¬
щении.Поскольку перегрев при закалке сопровождается и обезуглеро¬
живанием и резким возрастанием внутренних напряжений, часто,
особенно в изделиях переменного сечения, можно наблюдать одно-
иременно закалочные трещины от объемных напряжений и поверх¬
ностные трещины от обезуглероживания (фиг. 241).Ж* —	*	275
Мягкие пятнаЭтот дефект можно условно разбить на два вида: 1) объемные
пятна и 2) поверхностные пятна.К первым мы относим мягкие участки на закаленном изделии,
имеющие значительную глубину проникновения. Твердость таких
участков, как правило, сильно снижена. Причиной пятнистой закал¬
ки может быть местный недогрев, местное подстывание, неравно¬
мерное охлаждение и т. д.Закалка массивных изделий, когда они находятся на пределе
закаливаемости, чаще всего сопровождается образованием мягких
пятен, особенно при закалке в масле или в керосине. Иногда это
связано с тем, что сильное перемещение изделий (качание) в зака¬
ливающей жидкости прекращается, когда они имеют высокую тем¬
пературу Г~400°). При медленном охлаждении в области второй
ступени ускоренного распада аустенита частично успевает пройти
трооститный распад, в связи с чем и твердость этих участков пони¬
жается. То же самое имеет место при недостаточной циркуляции
жидкости и т. д.Неправильное погружение в охлаждающую жидкость может
вызвать пятнистость как при недостаточно интенсивном перемеще¬
нии изделия в ванне, так и при относительно быстром. В последнем
случае необходимо правильно перемещать изделие в ванне, чтобы
при движении вся поверхность омывалась жидкостью.На фиг. 242 показано правильное (Л) и неправильное (Б) дви¬
жение закаливаемых колец в охлаждающей жидкости. В последнем
случае у стенок, противоположных направлению движения, созда¬
ются завихрения. Скорость охлаждения в этих местах резко падает,
и образуются мягкие пятна.Твердость объемных пятен различна и колеблется в пределах
ИЯС 40—55. Для исправления дефектных изделий они должны
быть перекалены. При этом приходится прибегать к повышению
температуры нагрева и ускорению охлаждения, которые, устраняя
мягкие пятна, вызывают другой дефект — трещины. В этих случа¬
ях следует применять только такие меры, которые сводили бы до
минимума образование новых дефектов.Приведем следующий пример. Недостаточная закаливаемость
изделия, следствием которой являются мягкие пятна, может быть
исправлена увеличением содержания углерода и хрома в твердом
растворе. Это, в свою очередь, может быть достигнуто двумя пу¬
тями: увеличением температуры нагрева и увеличением выдержки
при данной температуре.Однако повышение температуры вызывает, кроме необходимой
высокой легированности аустенита, сильный рост зерна, увеличе¬
ние внутренних напряжений при закалке и т. д. В то же время от
увеличения выдержки при нагреве внутренние напряжения почти
не увеличиваются, а зерно вырастает ничтожно мало. Поэтому для
увеличения закаливаемости заэвтектоидной стали за счет большей276
ктированности аустенита следует прибегать не к повышению тем¬
пературы нагрева, а к увеличению выдержки при той же темпе¬
ратуре.Так называемые поверхностные мягкие пятна представляют
собой очень тонкий (до 0,3—0,4 мм) трооститный слой с резким
переходом к основной структуре—мартенситу (фиг. 243).Фиг. 242. Правильное (А) и неправильное (Б) перемещение закали¬
ваемых колец в охлаждающей жидкости.В зависимости от глубины пятен их твердость -бывает понижена
на 2—10 единиц Н1?С. Большей частью, так как слой очень тонок,
I нердость снижается на 2—3 единицы НЯС и даже меньше.Поверхностные пятна являются особенностью закалки в воде.
Они образуются оттого, что при закалке вода, соприкасаясь с рас¬
каленным металлом, образует малотеплопроводный слой пара, об¬
мол акивающий изделие. В тех местах, где этот слой почему-либоФиг. 243. Поверхностные трооститовые пятна:а — на шарах; б — на торцах роликов.долго не удаляется, охлаждение настолько замедляется, что про-
И1 ходит трооститный распад. Несмотря на малую глубину пятен,
'ни очень вредны, так как являются очагами разрушения.Как показало наблюдение [47], при охлаждении в растворах
голей и щелочей пятна занимают меньшую площадь и имеют мень¬
шую глубину, чем при закалке в воде. Разница в твердости тем¬
ных и светлых участков уменьшается до 1—2 единиц Роквелла
мри нагрузке 60 кГ (НИА).»то явление объясняется тем, что при закалке в растворах со-
н и и щелочей выделяющиеся из раствора кристаллики соли (ще-277
лочм) оседают п.! рлгкллспной поверхности и тут же с силой взры¬
ва отлетают, рлзрынля паровую рубашку. При этом не образуется
устойчиво]'! пленки пара и изделия имеют минимальное количество
мягких пятен.Как видно из фиг. 224, лучшими из всех растворов в отношении
уменьшения образования пятен являются содовые растворы
(ЫаоСО.,) И7]. Наилучшей концентрацией соды, которая дает по¬
верхность, почти свободную от пятен,
является 2,5—3% (фиг. 245).НЯА85Соа « ^“Эта 5 N а !з	,£•I ! & ^ ^•О^ 84
£ 8281о2о-—4///УУт0 12 3 4 %№гС03Фиг. 245. Влияние концен¬
трации содового раствора
Ыа2С03 на твердость троости-
тных пятен (/) и основной
структуры (2). Температура
закалки 800° С.° ]ГР]2>4Фиг. 244. Влияние
закалочной среды на
твердость шаров на
темных (1) и светлых
(2) участках. Темпе¬
ратура закалки 800°.Разница в твердости пятен (*/2 единицы Я/?Л) и их глубине ни¬
чтожна. Мягкий слой, укладываясь по глубине в существующий
припуск, удаляется при шлифовании.Влияние температуры содового раствора (2,5% Ыа2С03) натвердость мягких 2 и твердых 1 участков
при закалке с 800° показано на фиг. 246.*	Таким образом, основной мерой борьбы
с появлением мягких пятен является поддер¬
жание в закалочной ванне необходимой
концентрации содового раствора (2,5—3%)
с температурой ванны не выше 30—35°.Всякие неровности на поверхности, ока¬
лина и т. д. создают благоприятные условия
для образования мягких пятен.Быстрое перемещение деталей или дви¬
жение жидкости, отрывая паровую пленку,
предупреждает образование пятен, поэтому
в качестве мер борьбы применяются устройства, позволяющие
быстро перемещать изделия в закалочной жидкости. В частности,
щри закалке шаров для этой цели служит двойной наклонный лоток
^желоб). установленный на пути падения шаров в закалочном баке
(см. фиг. 179). Такой лоток удлиняет время, в течение которого шар
быстро перемещается в воде. Кроме того, целесообразно лоток
прикрепить к вибратору (фиг, 247).278I ^§■ 8410 20 30 40 50 £*Температура сре&ыФиг. 246. Влияние, тем¬
пературы содового раст¬
вора (2,5 Ыа2С03) на
твердость трооститных пя¬
тен (2) и основной струк¬
туры (1). Температура
закалки 800°.
Вибратор состоит из стержня 1, которому через пружинящую
п| редачу 2 от кулачка 3, сидящего на валу двигателя 4, передает-•	и кибрирующее движение.Очень эффективным средством борьбы с мягкими пятнами на
Ьп.'и.цах являются описанные выше валковые закалочные пристто-■	пГ)ленид8>(фиг. 167). При окружной скорости колец более 0,5 м/сек
I 11 кие пятна не образуются даже при некотором понижении тем¬
пературы нагрева. Однако только механизированные приспособ-
н пня для передачи колец из печи в закалочный бак (фиг. 187)
ключают возможность образования мягких пятен. При ручнойпередаче колец из печи в закалочный бак такая возможность не
исключается из-за подстуживания колец вследствие некачествен¬
ной работы калильщика. В промышленности применяется также
ряд других устройств в баках для закалки мелких шаровых и ци¬
линдрических изделий (качающаяся корзина, струйчатый наклон¬
ный лоток и т. д.), уменьшающих образование мягких пятен на
изделиях.Окисление и обезуглероживание. Оборудование для приготовлениязащитных атмосферНагрев изделий для закалки сопровождается окислением и
обезуглероживанием. Первый дефект вызывает главным образом
технологические затруднения. Камень, шлифующий изделия, по¬
крытые окалиной, быстро теряет профиль, начинает делать при-
жоги й даже Шлифовочные трещины. Чтобы уменьшить опасность
лих дефектов, требуются добавочные операции очистки песком279
или в кислоте, крайне ухудшающие условия труда и затрудняю¬
щие производство.Обезуглероживание, если размер обезуглероженного слоя вы¬
ходит за пределы припуска на шлифование, понижает прочность
наиболее нагруженных слоев рабочих поверхностей, что вызывает
снижение их работоспособности. Наличие обезуглероженного слоя
сопровождается технологическими трудностями (введение доба¬
вочной контрольной операции, трещины и т. д.) и заставляет уве¬
личивать припуски на шлифование.Характерно, что в обезуглероженном слое трещины появляют¬
ся даже при относительно хорошей структуре и изломе, т. е. при
отсутствии перегрева. Вследствие этого повышение температуры,,
часто еще допустимое с точки зрения получения необходимой
структуры, становится недопустимым из-за обезуглероживания и
связанного с этим образования поверхностных трещин.Сильное обезуглероживание (до появления феррита) при на¬
греве под закалку получается редко. Имеет место главным обра¬
зом обеднение поверхностных слоев до содержания углерода 0,5—0,8%. Такое обеднение углеродом выявляется с большим трудом..
Твердость, измеряемая алмазом, мало понижается, так как обед¬
нением затронуты только тонкие поверхностные слои. Металлогра¬
фически выявляется лишь слой, в котором после закалки отсутст¬
вуют избыточные карбиды (до 0,6% углерода). Величина обед¬
ненного карбидами слоя при нагреве под закалку до 850° состав¬
ляет 0,06—0,08 мм при 30-минутной выдержке и 0,10—0,12 мм
при 60-минутной выдержке [29].Фактическая глубина обеднения углеродом приблизительно и.
2—2,5 раза больше, особенно если перед закалкой производится
нормализация (фиг. 248).Радикальным средством борьбы с окислением и обезуглеро¬
живанием является нагрев в соляных ваннах со специально подоб¬
ранным составом солей и в защитной контролируемой атмосфере.Методы приготовления защитных атмосфер, в том числе и наи¬
более прогрессивный метод приготовления защитной атмосферы
с применением природных газов, широко разработаны отечествен¬
ной наукой [43], [48], [49], [50].Приводим описание некоторых способов, пригодных для на¬
грева высокоуглеродистых сталей.Наиболее простым составом контролируемой атмосферы явля
ется генераторный газ. Для его получения могут быть применены
газогенераторы любой конструкции, как стационарные, так и пи
томобильного типа. Обычно применяется генератор с внешним по
догревом с продуванием воздуха через раскаленный древесный
уголь. При этом получается газ с содержанием: 25—30% СО, до
7%С02, 4—6%Н2, небольшое количество метана и остальное азот.
Такой газ годен только для кратковременного нагрева высокоуглг1
родистой стали. В целях предупреждения обезуглероживания сто
ли генераторный газ должен быть очищен от С02 и осушен. При280_L
меняемая схема очистки газа от СОг и осушки аналогична приве¬
денной на фиг. 250.После очистки получается газ, состоящий из 30—35% СО*
I 6% Н2, 60—65% N2 и небольшого количества метана.Для получения такого газа спроектированы газоприготови-
к'льные установки типа ДА-10. Установка состоит из газогенера-Фиг. 248. Содержание углерода в обедненном слое закаленной подшипниковойстали.Т<»I>.і с внешним электрическим обогревом, фильтра для улавли-		я пыли, трубчатого холодильника, воздуходувки и приборовни и »магического регулирования давления воздуха, подаваемого в
кммгру сгорания. Мощность генератора 18 кет. Производитель-
К(м и, установки 10 мг1ч. Схема установки ДА-10 показана на
фи) 219.ін.ічительно более рациональным является получение контро¬
лируемом атмосферы сжиганием природного или светильного газа.,281/
Схема приготовления атмосферы из природного газа приведе¬
на на фиг. 250.Природный газ ротационным газовым насосом 6 подается од¬
новременно с воздухом через регулируемый смеситель 5 в камеру
11, где происходит частичное сжигание при 1050—1100°. Получен¬
ный газ охлаждается в скруббере (трубчатом охладителе) 15, пос¬
ле чего поступает на очистку в нижнюю часть абсорбера 17, пред-Услодные обозначения
	-Вода—-Готовая защитная
атмосфера	ВоздухВоздух из атмосферы
і ?1 I 1Фиг. 249. Технологическая схема приготовления контролируе¬
мой атмосферы из древесного угля (ДА-10):/ — фильтр воздуха; 2 — двигатель с воздуходувкой; 3 — регулятор
давления и сброса; 4 — газогенератор; 5— реторта с древесным углем;6 — пылеулавливатель; 7 — трубчатый холодильник; 8 — измерение тем¬
пературы газа; 9 — гидравлический затвор; 10 — измерение давления
газа на выходе из холодильника; 11 — расходомер; 12 —загрузочныйбункер.назначенного для поглощения С02. Навстречу газу через спрейер*
форсунку поступает раствор ди- или триэтаноламина, который по¬
глощает двуокись углерода.Из абсорбера 17 газ, очищенный от С02, через предваритслі.
ный влагоотделитель 18 поступает в одну из колонок абсорбера /V
для осушки.Осушка от влаги производится силикагелем. Поглощение влиги
силикагелем происходит с выделением тепла, поэтому сил и ка гемі и
во время поглощения охлаждается водой, проходящей по змееші*
кам внутри колонки абсорбера.Восстановление силикагеля производится нагреванием горячим
воздухом (250- 300°), поступающим из воздуходувки 21 черіч
электрический воздухонагреватель 22.282
Носстановление раствора триэтаноламина — удаление С02—*
производится прогреванием его при 100° Для этого предусмотре-
и,| специальная восстановительная колонка, через которую цирку-
.Iнрует насыщенный раствор триэтаноламина.Раствор из нижней части абсорбера 17 насосом 28 подается в
ичиообменник 30 и из теплообменника, получив предварительныйФін	Схема установки для приготовления защитной атмосферы из природ¬ного газа (А. А. ІІІмьїков, Б. В. Малышев):I	фм'н.тр воздуха; 2 — расходомер воздуха; 3 — расходомер газа; 4 — регулятор нулево-•	ч і	-пня газа; 5 — смеситель с устройством для пропорционнрования газа и воздуха; 0 —•	-	О насос; 7 — предохранительный клапан; 8 — регулируй щий крап; 9 — предохранн-iMiii in.nl огневой клапан; 10—горелка; // — камера сгорания; 12 — кессон с водой; 13 —Н' 	тс отверстие; 14— глазок; 15 — трубчатый охладитель продуктов сгорания; 16 —lii.iiuii.fi і.ітнор для спуска конденсата; 17 — абсорбер для поглощения СОг; 18— влагоотде-
		п.. 1ч — абсорбер для поглощения Н,0; 20 — четырехзаходный кран; 21 — ноздуходув-|ц»ідухонагреватель; 23 — колонка для регенерации раствора, насыщенного С03;
■ { и ірпиаі реватель раствора; 25 — конденсационный горшок; 2в — конденсатор для паров;
)< предохранительный клапан; 28— насос для раствора, насыщенного СО,; 29 — насос для
'щ пин ритора; 30 — теплообменник для раствора; 31 — холодильник для раствора; 32 —
расходомер раствора; 33 — поплавковый клапан.и»' ни рем, поступает в форсунку в верхней части восстановитель-
мпії колонки 23. Стекая по очистительным кольцам Рашига, на-
tp.4i.iii раствор триэтаноламина восстанавливается,— происходит
мім орбция двуокиси углерода.І їй активизации процесса восстановления раствора в нижней
мм* їм ммонки 23 установлен дополнительный паро- или электро-
н и і |н п,| і ель 24.Ии.. і .томленный от СОг раствор триэтаноламина проходит
мірі ігилообменник 30, затем насосом 29 пропускается через хо-Условные обозначения:В * ' митральный — — Воздцх 	Смесь газа— Защитно и
атмосфера• ВодаРаствор,	Раствор-,насыщенный СО?	свободный от СО і283
лодильник 31 и вновь поступает в а-бсорбер 17. Таким образом
происходит замкнутый цикл абсорбции и десорбции углерода, и
установка может работать непрерывно.Получаемый из описанной установки газ является лучшим для
обработки высокоуглеродистой стали, так как он совершенно ней¬
трален и безопасен. Газ содержит 90—95% азота и небольшое ко¬
личество водорода и окиси углерода (в сумме <4%). Такой газ
является взрывобезопасным, что весьма важно для производства.
Г'аз гарантирует безокислительный и необезуглероживаюший на¬
грев.Некоторая сложность установки, включающей громоздкие очи¬
стительные устройства, является недостатком этого способа полу¬
чения газа. Чтобы упростить очистку газа от С02 и Н20 в насто¬
ящее время начинают применять новые методы очистки продуктов
сжигания, основанные на использовании твердых разделителей,
так называемых «молекулярных сиг». «Молекулярное сито» пред¬
ставляет собой искусственный твердый минерал, получаемый пу¬
тем нагревания соды и кальций-алюминиевых силикатов. В резуль¬
тате в структуре минерала образуются поры, соизмеримые с раз¬
мерами молекул многих газов. Получается своеобразный фильтр
или поглотитель, задерживающий все те молекулы, размеры кото¬
рых больше диаметра пор. «Молекулярное сито» задерживает при
фильтрации продуктов сжигания крупные молекулы таких газов
как С02, ЭОг, водяного пара (Н20) и др. Молекулы газов Ы2, Н2,
СО сравнительно мелкие и свободно проходят через «сито». При
помощи «молекулярного сита» можно получать контролируемую
атмосферу высокой степени очистки [43].Вторым способом приготовления универсальной защитной ат¬
мосферы из природного газа для высокоуглеродистой стали явля¬
ется частичное сжигание газа с пропусканием продуктов горения
через раскаленный слой угля (при 1000—1100°). При этом за счет
взаимодействия с углем происходит удаление из газа двуокиси
углерода и водяного пара:С02+С ^2СО; Н20 + С -^СО + Н2.Получаемая атмосфера содержит 15—16% Н2, 25—30% СО,
следы СН4, остальное Ы2. При добавке исходного газа (4—6%)
атмосфера может быть использована в качестве газового карбюри¬
затора.В установке, сконструированной А. А. Шмыковым и Д. Литгар->
теном (фиг. 251), природный газ в смеси с воздухом поступает в
камеру сжигания 1, во внутреннем объеме которой находится бун¬
кер с древесным углем.Продукты горения, пройдя через раскаленный слой угля, по¬
ступают через верхнюю камеру в нижнюю часть скруббера 2, за¬
полненную очистительными кольцами Рашига или коксом. На¬
встречу газу через спейер-форсунку поступает вода, сливаемая
из скруббера в канализацию через У-образный водяной затвор.В скруббере происходит охлаждение газа и промывка его от281
механических примесей, сажи и т. д. В верхней части скруббера,
миолненной древесной стружкой, происходит улавливание воды,
\носимой потоком газа, и более тонкая его очистка.Условные обозначения трубопроводов:Газ-природный (сырой) 	Воздух холодныйГ23 частичного сжигания -*—*—Воздух нагретыйГаз- контролируемая 	Гяз; воздух на Выхлопатмосфера		Вода', конденсатФиг. 251. Схема приготовления защитной атмо¬
сферы пропусканием потока через раскаленныйуголь.Из скруббера 2 газ поступает в конденсатор-каплеуловитель
.7, и котором происходит его дополнительное охлаждение и кон¬
денсация влаги. Это облегчает последующую абсорбцию влаги
силикагелем.Из конденсатора-каплеуловителя 3 газ, как и в предыдущем
случае, поступает в одну из колонок абсорбера 4, заполненного
силикагелем.285
Охлаждение абсорбера и восстановление силикагеля произво¬
дится так же, как при первом способе. Как и там, колонки абсор¬
бера работают попеременно на поглощение влаги из газа и на вос¬
становление силикагеля.Из абсорбера контролируемая атмосфера, пройдя измеритель¬
ную диафрагму 5, поступает в печь.Недостатком этого метода приготовления контролируемой ат¬
мосферы является большой расход угля, достигающий 6 кг/ч при
производительности установки 11 мЧч и 8,5 кг при производитель¬
ности 15 мг/ч. Преимуществом является отсутствие сложной уста¬
новки для очистки газа от двуокиси углерода.НИИТАвтопром предложил новый метод восстановления С02
и Н2О до СО и Н2 [84], основанный на взаимодействии С02 и НоО
с СН4 или другим углеводородным газом при катализаторе
ГИАП-3 в обычном эндотермическом генераторе. Этот метод более
производителен и более экономичен.При нагреве хромоуглеродистых сталей в качестве защитной
атмосферы может быть с успехом применена атмосфера эндогаза
на основе СО—Н2—Н20.Атмосфера эндогаза в настоящее время широко применяется,
что обусловлено простотой ее получения, резко восстановительны¬
ми свойствами и возможностью автоматического регулирования
ее взаимодействия с углеродом стали. Атмосфера в зависимости
от исходного сырья имеет следующий состав: окись углерода 18—
20%; водород 38—40%; углекислый газ не более 1,0%; метан не
более 1%; водяные пары с точкой росы от +20 до —20° и осталь¬
ное азот.Атмосфера эндогаза получается при частичном сжигании газо¬
образных углеводородов в генераторе с внешним обогревом в при¬
сутствии катализатора или путем конверсии метана с водяным
паром.Метод получения эндогаза путем неполного сгорания углеводо¬
родов [44], [117] практически состоит в частичном сжигании све¬
тильного городского (природного) газа или сжиженной пропано-
бутановой смеси при коэффициенте избытка воздуха 0,25—0,3. Про¬
цесс идет в эндотермическом генераторе в присутствии катализа¬
тора ГИАП-3 при температуре 1050° в две стадии. Сначала сгора¬
ет часть метана с выделением тепла, а затем несгоревший метан
реагирует с углекислым газом и водяным паром, образовавшимся
в первой стадии, с поглощением тепла. Суммарный тепловой эф¬
фект реакции отрицательный, вследствие чего для поддержания
необходимой температуры генератор имеет внешний электриче¬
ский обогрев. Во избежание обратной реакции образования угле¬
рода, и углекислого газа из окиси углерода верхняя часть генера¬
тора охлаждается водой.Если исходный газ содержит соединения серы, он проходит се-,
роочистку в специальной камере при 350°,2йь
Для приготовления эндога-
:<а НИИЭТО разработал серий¬
ную установку типа ОКБ 724
производительностью 30 мг/ч
(фиг. 252;. Технологическая
схема установки показана на
фиг. 253 [117].Природный или городской
газ, пройдя камеру сероочист¬
ки /, после остуживания в холо¬
дильнике 2 смешивается с воз¬
духом, поступающим через
фильтр 3 и ротаметры 4, в сме¬
сителе 5 в строго заданном со-
(гг ношен и и, контролируемом
автоматически пропорциони-
рующим клапаном. Газо-зоз-
душная смесь газодувкой 7 че¬
рез регулятор давления смеси
(V подается в газогенератор .9,
верхняя и нижняя части кото¬
рого охлаждаются водой по¬
средством холодильников 10 и
//. Для защиты от воспламене¬
ния газо-воздушной смеси
после газодувки установлена
заслонка 13, состоящая из
пламегасителя и обратного
клапана. Генератор подогрева¬
ется электрическим нагревате¬
лем, выполненным из жаро¬
упорного сплава ЭИ652 (диа¬
метр проволоки 5,5 мм), до
температуры 1050—1100°. В
качестве катализатора исполь¬
зуется состав ГИАП-3. После
генератора полученная атмо¬
сфера охлаждается в трубчатых
зодяных холодильниках 15
п поступает через систему рас¬
пределительных кранов к пе¬
чам и приборам для контроля
гочки росы измерителем 19.
Установка снабжена автома¬
тическим регулированием уг¬
леродного потенциала атмо¬
сферы по точке росы в преде¬
лах от -г 16е до —16°.Фиг. 252. Обший вид установ¬
ки для приготовления эндога¬
за типа ОКБ-724:/ — камера сероочистки; 2 — гене¬
ратор; 3 — холодильник; 4 — смеси¬
тельная аппаратура; 5 — холодиль¬
ник.287
АнализСССО03и.о*=СЯСПкяЕСО)«=;тснсяСияк0.:=«=0=3§ * 2
О. с;
Рч О О»*“я
а | 2
ч
о«О ' с
.* и
-2 *
7. £ IО о- I
™ &"•
В о.сч№Ь£огсянк£саоXсоюсчияIч ^ о.* я 2=	£I-	И	»1— ^ соII?>•4 1
йО К
= X Ч
X О
ояя*£ III-	ЙО * ов I *ёо® Я *
^ л сз•9 .. Ч ч4	о. Я в
° О «£ Н о-а5	яО‘О« 5 2
0.0 !“£ * Я* Iи 1 Ы
0^2
СО "ч со
(О я*- у*
я I Ш I
а2ё .. Ят * I а
я о и
н <и 1 нЯ ^ чо-о*~ 5I 5 «*'&
*я* IX г Овон - 5"
3§8*
•&§•! =(—Сч —^:&*
■ О «; % <1>
лО г;XФ£ 1 а5°° оч--га4	= 0
о “и
х к' а1;соСч со 1
и о«Ь 1Т.£К2
Я ^ о,5	= 2О я 5а£ ао Ч0	а яЯ«яО. *(ио-22 и ЧГО О =Я « ^а> О1	4 ч
1 >»о^ Я X288
Принцип действия прибора для определения точки росы осно-
нан на способности солей хлористого лития поглощать влагу из
газовой среды до тех пор, пока парциальное давление пара над
ними не станет равным парциальному давлению пара в исследуе¬
мой газовой атмосфере и между ними не наступит равновесие.
Температура равновесия является мерой влажности исследуемой
атмосферы или ее точкой росы.Эндотермический генератор позволяет в широких пределах ре¬
гулировать углеродный потенциал атмосферы в зависимости от
изменения влажности, что дает возможность применять установку
для безокислительного и необезуглероживающего нагрева средне-
н высокоуглеродистых сталей при закалке, отжиге и нормализа¬
ции. В частности для хромоуглеродистых сталей ШХ15 и ШХ15СГ,
как показали специальные исследования [118], следует пользо¬
ваться эндотермической атмосферой с точкой росы от —5 до —10°
при нагреве для закалки (850°), и от 0 до —5° при нагреве для
отжига (760—780°).Недостатком эндогаза является взрывоопасность, обусловлен¬
ная высоким содержанием в нем горючих газов СО и Нг. Вслед¬
ствие этого зоны печей с пониженными температурами становятся
взрывоопасными и требуется соблюдать ряд предосторожностей,
чтобы исключить возможность взрыва.Применение защитных атмосфер предъявляет особые требова¬
ния к газонаполняемым печам. Печи должны быть герметизирова¬
ны. Все отверстия, вводы и проемы, за исключением рабочего про¬
ема, должны быть тщательно уплотнены. При недостаточно хоро¬
шем уплотнении в печь будет засасываться воздух, состав газа бу¬
дет нарушен и изделия подвергнутся окислению и обезуглерожи-
нию. При плохой герметизации печи расход газа, необходимый
для поддержания положительного давления (0,002 мм вод. ст.).
резко увеличивается. Кроме того, возникает опасность отравления
воздуха, так как во всех газах, как правило, содержится СО.При работе с защитными атмосферами весь персонал должен
подробно знать правила продувки печи, впуска газа, прекращения
подачи газа и другие правила, гарантирующие безопасную работу.19 259?
ГЛАВА IXОТПУСК ЗАКАЛЕННОЙ ЗАЭВТЕКТОИДНОЙ ХРОМИСТОЙСТАЛИОтпуском называется термическая операция, состоящая из на¬
грева и выдержки закаленной стали при температурах ниже кри¬
тической температуры Ас\.Закаленная сталь состоит из мартенсита, т. е. пересыщенного
твердого раствора углерода в а-железе, и некоторого количества
остаточного аустенита. Обе фазы находятся в неустойчивом со¬
стоянии, и лишь малая подвижность атомов
затрудняет протекание стабилизирующих
процессов. Повышение температуры придает
большую подвижность атомам и вызывает
изменение структуры в сторону более устой¬
чивого состояния. Одновременно ослабляют¬
ся напряжения, сопровождающие образова¬
ние мартенсита.Физическая природа процессов отпуска
в значительной мере выяснена работами со¬
ветских ученых акад. Н. Т. Гудцова [46], [51],
акад. Г. В. Курдюмова [52], [91] с учениками
и др. Наблюдение за процессами, происхо¬
дящими при отпуске, легче всего вести по
сопровождающим их объемным измене¬
ниям. На фиг. 254 показана схема изменения объема при отпуске
закаленной стали. Кривая отражает следующие температурные эта¬
пы процесса. Первый этап уменьшения объема, согласно Г. В. Кур*
дюмову, состоит из выделения из мартенсита углерода в виде вы¬
сокодисперсного карбида. Это выделение сопровождается уменьше¬
нием тетр а тональности мартенсита, приближением отношения его
осей к единице.Выделение карбидов в первом этапе в связи с малой подвиж¬
ностью атомов углерода происходит без диффузии углерода на
большие расстояния. Выделившийся кристаллик карбида исполь¬
зует для своего начального роста углерод из близлежащих объе¬
мов. Окружающее этот кристаллик пространство быстро беднеет
углеродом, в связи с чем дальнейший рост карбида прекращается»
290температураФиг. 254. Изменение объ¬
ема закаленной стали
при отпуске.
1Структурное состояние, следовательно, в первом этапе склады¬
вается из выделившегося высокодисперсного карбида, окружаю¬
щего этот карбид мартенсита, обедненного углеродом, и участков
мартенсита исходной концентрации, в которых еще не началось
превращение.Выделившиеся из мартенсита карбиды закономерно ориенти¬
рованы по отношению к исходному мартенситу и имеют форму
юнких пластинок толщиной в несколько атомных слоев.С повышением температуры к концу первого и началу второго
папа, количество карбидных кристалликов и, следовательно, ко¬
личество обедненного раствора вокруг них увеличивается. Одно¬
временно по мере развития диффузионных процессов происходит
утолщение пластинок карбидов. Количество исходного высокоуг-
Ж'родистого мартенсита все уменьшается до тех пор, пока обед¬
ненный мартенсит, с меньшим удельным объемом и меньшим со¬
держанием углерода, займет весь объем закаленной стали.Во втором этапе к предыдущему процессу добавляется распад
остаточного аустенита, сопровождающийся увеличением объема,
»то увеличение, показанное на кривой (фиг. 254) пунктирной ли¬
нией II, складываясь со все уменьшающимся объемом мартенсита
(пунктирная кривая /), дает на результативной (суммарной) кри¬
вой больший или меньший подъем III, зависящий от количества
остаточного аустенита.В сталях, у которых количество остаточного аустенита незна¬
чительно, объемный эффект превращения аустенита мал и не дает
заметного изменения плавно опускающейся кривой (фиг. 254).Окончание превращения аустенита совпадает с третьим пери¬
одом, границы которого точно не определены. Здесь происходит
дораспад твердого раствора, содержание углерода в котором при¬
ближается к равновесному, достигая величины менее 0,1%. Выде¬
лившийся из мартенсита при низкой температуре карбид, коге¬
рентно связанный с решеткой исходного мартенсита, обособляется.
Одновременно с обособлением карбида и, следовательно, образо¬
ванием феррито-карбидной смеси, резко сокращаются внутренние
напряжения в стали.При дальнейшем росте температуры вплоть до Ас\ будет про¬
исходить лишь коагуляция, укрупнение карбидов типа Fe3C.Для углеродистой стали эти три этапа имеют место при следу¬
ющих температурах. Первый этап—от комнатной температуры
до 160—170°. Следует отметить, что в пределах от 20 до 80° про¬
цессы отпуска протекают крайне медленно. Заметные изменения!
свойств происходят только в течение длительных выдержек, изме¬
ряемых неделями и месяцами. Можно считать, что в пределах
практически применяемых выдержек изменение структуры при
них температурах не происходит, особенно у более устойчивых
лромоуглеродистых сталей. Второй этап — превращение остаточ¬
ного аустенита — происходит при 190—240°. Наконец, третий291
этап можно ориентировочно считать протекающим при 270—400°.
Выше 350—400° происходит коагуляция цементита.Таким образом, применяя ту или иную температуру отпуска,
можно регулировать процесс распада твердого раствора и форми¬
рования карбидов. Одновременно снимаются внутренние напря¬
жения, тем в большей степени, чем выше температура нагрева.Прибавление к стали хрома замедляет диффузионные процес¬
сы, идущие при отпуске. Как и следовало ожидать, это ослабляет
эффект нагрева. Закаленная сталь становится как бы устойчивее
.против отпуска. Температурные пределы трех вышеназванныхэтапов сдвигаются в сторону более высоких температур и тем
больше, чем больше в стали хрома.Для стали с 1,0% С и 1,5% Сг первый этап сдвинут до 200° [46].
Превращение аустенита (второй этап) при нормальных выдерж¬
ках сдвигается к 220—260° и третий этап — к 320—430°. Конечно,
эти данные являются относительными, так как длительные вы¬
держки приводят к перестройке структуры при более низких тем¬
пературах.Изменения структуры при отпуске определяют свойства отпу¬
щенной стали. Непрерывное выделение углерода из твердого рас¬
твора в пределах температур первого этапа сопровождается неко¬
торым уменьшением твердости и повышением вязкости. Второй
этап распада аустенита характерен значительным снижением вяз¬
кости, достигающим, по данным Н. Т. Гудцова, 25%.На фиг. 255 приведены кривые, характеризующие изменение
твердости и ударной вязкости стали ШХ9 (1,06% С; 0,97% Сг) в
зависимости от температуры отпуска [46]. Провал ударной вязко¬
сти при температуре 225° соответствует максимальному распаду
аустенита. Аналогичные кривые из работы В. Д. Садовского иН.	Вьяль были приведены на фиг. 116 и 117.Величина твердости при низкотемпературном отпуске зависит
также от степени закалки, создающей разный уровень начальнойТемпература отпускаФиг. 255. Изменение твердости и
ударной вязкости стали ШХ9 при
отпуске.Фиг. 256. Изменение твердости
при отпуске при разной началь¬
ной твердости.52О т 160 180 700 220240260 280
Температура отпуска292
гдости легированных хромистых сталей и углеродистой стали с 1 %
углерода в интервале температур отпуска до 350°. Наиболее устой¬
чивыми против отпуска из этих сталей являются стали ШХ15СГ и
9ХС.На фиг. 258 показано изменение твердости сталей с разным
содержанием хрома после закалки с 850° и отпуска в интервале
250^-700°.Изменение свойств при отпуске в зависимости от выдержки
происходит по следующей схеме. 'Начальный период при каждой
температуре характеризуется наибольшим изменением свойств,
которое постепенно затухает.[Чем выше температура отпуска, тем
интенсивнее происходит начальное изменение свойств (фиг. 259)
[57]. Следовательно, основная часть процесса, возможного при этой
температуре, протекает в первые часы нагрева. Операция отпуска
и рассчитана на завершение этой основной части.При низких температурах процессы отпуска, как уже сказано,
протекают медленно. Еще медленнее идет снятие внутренних на¬
пряжений, поэтому кратковременным отпуском стабильность и
оптимум свойств не достигаются.тсрдости. На фиг. 256 показано изменение твердости при отпуске
и зависимости от начальной твердости по данным А. К. Чебур-
кова._^	- ■Чем больше углерода содержал тетрагональный мартенсит доотпуска, тем интенсивнее идет его распад за один и тот же про¬
межуток времени. Выделившееся из раствора количество карби¬
дов будет при этом больше и твердость выше.При одной и той же температуре и продолжительности отпуска
хромистая сталь остается более твердой, чем углеродистая.На фиг. 257 показано, по
данным А. П. Гуляева [53],
Лагунцовой Е. И. и Белко¬
ва С. Ф., изменение твер-HRC-о^ 36съ 2J111X15т°сТемпература отпускаФиг. 257. Влияние температуры отпуска
на твердость хромистых и углеродистых
сталей.300 400 500 600 700 800 °С
Температура отпускаФиг. 258. Сравнение твердости
при отпуске хромистой и угле¬
родистой стали с 1% углерода
после закалки с 850°:1 - 3% Сг; 2 - 1,6% Сг; 3 - 0% Сг.293
Для повышения прочности и особенно вязкости стали рекомен¬
дуется увеличивать выдержку при низкотемпературном отпуске
до 2—3 ч. Твердость при этом снижается незначительно (фиг. 260).Дальнейшее увеличение выдержки при данной температуре
отпуска было бы очень полезно, особенно для стабильности струк-времяФиг. 259. Изменение длины закаленных образцов в зави¬
симости от выдержки при отпуске.туры, но оно создает известные производственные затруднения
(удлинение цикла и занятости оборудования и т. д.). Поэтому
можно отказаться от увеличения выдержки, компенсируя ее повы¬
шением температуры. Как показали специальные исследования,
прочность при этом не изменяется, если изменение температуры
происходит в пределах одного и того же температурного интервалаа	5	6Фиг. 260. Влияние выдержки при отпуске на твердость закаленной стали:а — сталь ШХ15, закалка 840° в масле; б — сталь ШХ9, закалка 820° в воде;
в—сталь 9ХС, закалка в масле [31].превращений при отпуске. В качестве примера приводим резуль¬
таты сравнительных испытаний на удар ненадрезанных образцов
из стали ШХ15. Образцы отпущены -после закалки в одном случае
при 140° с выдержкой 10 ч и 150° с выдержкой 3 ч, в другом слу¬
чае при 170° с выдержкой 10 ч и 180° с выдержкой 3 ч (табл. 66).Твердость образцов при первом сочетании выдержек ИЯС 62,5—
63, при втором НИС 60,5—61.Эта таблица показывает, что ударная вязкость стали ШХ15при
отпуске 10 и 3 ч с соответствующим повышением температуры от-294
Таблица 66Температура
испытания
в °СУдарная вязкость в кГ-м/см2 после отпуска при температуре и
выдержке, соответственно140° С; 10 ч150° С; 3 ч170° С; 10 ч180° С; 3 ч—302,42,12,53,2+202,32,02,62,8+802,92,93,43,8+ 1506,16,18,36,8пуска примерно одинакова. Другие виды механических испытаний
(изгиб, износоустойчивость) также показали примерно одинаковые
результаты при обоих вариантах выдержек при отпуске. Лишь при
испытании на сжатие образцов с выточкой несколько больший за¬
пас вязкости выявлен у образцов, подвергнутых длительному от¬
пуску (10 ч) при более низкой температуре.Таким образом, некоторое сокращение выдержки при отпуске
с соответствующей компенсацией повышением температуры воз¬
можно. Очень малые выдержки возможны только для менее ответ¬
ственных изделий, так как при столь коротких выдержках уже
наблюдается снижение прочности и особенно уменьшение стабиль¬
ности размеров.Таблица 67Режим отпускаХарактеристика отпущенной стали20 ч при 125°1,5 ч при 150°7 минпри 175°Т вердость	 	63,563,563,5Ширина интерференционной линии0,550,57(110)—(011) в мм 	0,60Предел прочности изгибу в кГ/мм2Ь70360360Приращение длины при охлаждениив мк:до-70° 	25,56» —196°	172029В табл. 67 приводятся, по данным [108], характеристики отпу¬
щенной стали при трех длительностях отпуска. Характеристики
определены на образцах диаметром 8 мм, закаленных в ванне с
температурой 150° и затем, после 3-минутной выдержки, охлаж¬
денных до комнатной температуры. Подбором температуры от¬
пуска твердость при всех выдержках получена одинаковой. Эта
таблица показывает, что даже при ступенчатой закалке кратко-
нременный отпуск (7 мин) недостаточно снимает внутренние мик¬
ронапряжения (увеличенная ширина тетрагонального дублета)
н не создает достаточной стабильности размеров. Исключение,
возможно, составляет отпуск при индукционном нагреве. Первые
опыты показали (см. главу.VIII, раздел 4), что кратковременный295
отпуск (1,5—2 мин) с нагревом токами высокой частоты до более
высокой температуры, обеспечивающей ту же твердость, что и при
длительном нагреве в печи, создает и одинаковую прочность. Эти
наблюдения нуждаются в дальнейшем изучении. Вполне вероятно»
что выдержку при отпуске можно сильно сократить, если техноло¬
гия нагрева (жидкостного, высокочастотного) будет обеспечивать
за короткое время постоянный однородный нагрев до более высо¬
кого уровня температур и гарантирует необходимую твердость
(прочность) и стабильность размеров изделий.Для очень твердых изделий, воспринимающих динамическую
нагрузку, а также для увеличения стабильности размеров изделий
следует больше увеличивать выдержку.Режим отпуска для изделий, воспринимающих динамическую
нагрузку, в частности подшипников, должен обеспечивать наибо¬
лее высокую твердость при наибольшем запасе вязкости.Как было указано ранее (см. фиг. 116, 117 и 225) вначале с рос¬
том температуры отпуска ударная вязкость повышается, затем,
после достижения некоторого оптимума, находящегося в интервале
190—200°, начинает снижаться, достигает минимума при 240—260°
и затем снова увеличивается.При этом температурный интервал отпускной хрупкости, так
же как совпадающий с ним интервал распада аустенита, не явля¬
ются постоянными. Они зависят от продолжительности нагрева
при данной температуре. Чем дольше нагрев, тем при более низкой
температуре обнаруживается заметное снижение вязкости и коли¬
чества остаточного аустенита. Наоборот, чем ниже температура,
тем более длительное время нужно, чтобы процесс распада аусте¬
нита прошел одну и ту же стадию.Так, по данным [93], при исходном содержании в стали ШХ15
18% остаточного аустенита снижение аустенита до 14,5% произо¬
шло за 30 ч при 150°, за 7 ч при 180°, за 1 ч 50 мин при 200°, \
за 22 мин при 225°, за 5 мин при 250°. Более подробно ход распада
аустенита со временем при разных температурах показан на
фиг. 261 для стали ШХ15 и на фиг. 262 для стали ШХ15СГ.Из кривых следует, что наиболее интенсивный распад аусте¬
нита при всех выдержках, и в том числе при больших, начинается
при температурах, лежащих около 200°. Это подтверждается кри¬
выми на фиг. 263, где показано количество аустенита в сталях
111X15 и ШХ15СГ при разных температурах после 10-часовой вы¬
держки [94].Таким образом, из рассмотрения всех этих кривых можно сде¬
лать вывод, что интенсивный распад аустенита начинается при
всех практически применяемых выдержках при температуре выше
175—180°. Ниже этой температуры нельзя ожидать ни значитель¬
ного распада аустенита, ни сопутствующего ему падения ударной
вязкости. Наоборот, при температуре отпуска 200°, а при малых
выдержках при 250° распад аустелита и параллельное снижение
ударной вязкости идут очень интенсивно.296
Фиг. 261. Ход распада остаточного аустенита в ста¬
ли ШХ15 со временем при разных температурах.Фиг. 262. Ход распада остаточного аустенита в ста¬
ли ШХ15СГ со временем при разных температурах.аIII*§>IФиг. 263. Изменение остаточного ау¬
стенита в сталях ШХ15 и ШХ15СГ
с разной исходной структурой
в зависимости от температуры от¬
пуска. Выдержка при отпуске 10 чШХ15СГ-зернистый перлит150 175 200 225 250 275 300 °С
Температура отпускаШХ15СГ-п/}астинчатый перлитX ШХ 15-пластинчатый перлитШХ15 -зернистый пер
ч Ч-+ 			 лит ■297
Следует также отметить, что остаточный аустенит стали
ШХ15СГ несколько более устойчив при отпуске, чем стали ШХ15.
Это видно из приведенных выше кривых и из сравнения хода рас¬
пада остаточного аустенита при одинаковом количестве его в обе¬
их сталях после закалки.Если за счет изменения исходной структуры получить в обеих
■сталях после закалки 18—19% остаточного аустенита, то, по дан¬
ным [94], за 100 ч отпуска при 150° в стали ШХ15 содержание
аустенита понизится на 4,3%, а в стали ШХ15СГ на 2,5%. Соответ¬
ственно при 175° снижение будет на 15,5 и 8%, а при 200° — на 18
и 13%.Рассмотрим далее, как изменяется твердость при разных соче¬
таниях температуры и выдержки при отпуске. В дополнение к ра¬
нее приведенным материалам, на фиг. 264, а и б показано измене¬
ние твердости для сталей ШХ15 и ШХ15СГ в зависимости от вре¬
мени отпуска при разных температурах.Твердость НЯС 61, являющаяся нижней границей твердости
для большинства подшипников, сохраняется для стали ШХ15 при
150° более 20 ч, при 175° 5 ч, при 200° 1,5 ч\ для стали ШХ15СГ
при 150° более 20 ч, при 175° 10 ч, при 200° 3 ч, т. е. при темпера¬
турах в пределах 175—180° твердость остается достаточно высокой
у стали ШХ15 в течение 5 ч и у стали ШХ15СГ в течение 10 ч.
При больших выдержках при этих температурах твердость про¬
должает снижаться, но крайне медленно, в пределах 0,5—1 едини¬
цы НЯС за последующие 10 ч.Изменение ударной вязкости в зависимости от продолжитель¬
ности отпуска (сталь ШХ15) [78] характеризует фиг. 265, из кото¬
рой видно, что ударная вязкость с увеличением выдержки до 7,5—
8 ч непрерывно повышается. Достигнув максимума, ударная вяз¬
кость начинает снижаться и через 15 ч достигает значения, близ¬
кого к тому, какое она имела при 2,5 ч выдержки. При 30 ч вы¬
держки ударная вязкость снижается почти до вязкости неотпущен-
ной стали, твердость же снижается монотонно, более сильно
вначале и медленнее при больших выдержках. Из рассмотрения
этих кривых вытекает, что в пределах до максимума ударной вяз¬
кости, с удлинением выдержки от 2,5 до 7,5 ч, т. е. на 5 ч ударная
вязкость возрастает почти вдвое, в то время как твердость падает
менее чем на единицу.Из приведенных данных следует, что для изделий, воспринима¬
ющих динамическую нагрузку и требующих сохранения высокой
твердости, наилучшее сочетание большой вязкости и высокой твер¬
дости достигается путем низкотемпературного отпуска (150—170°)
с выдержкой 5—7 ч для стали ШХ15 и 6—8 ч для стали ШХ15СГ
(при отпуске в печи). При снижении твердости до НЯС 60 темпе¬
ратуру можно увеличить до 160—180° в первом случае и до 180—
190° во втором (сталь ШХ15СГ). Необходимо при этом отметить
очень важную стабилизирующую роль такого длительного отпуска,298
позволяющего добиться почти полной стабильности увеличенного
количества оставшегося аустенита без снижения твердости.Для штампов холодной штамповки, деталей приспособлений
(кулачки, сухарики) и др., работающих в условиях динамических
нагрузок и в то же время требующих высокой твердости, следуетта)НРСФиг. 264. Изменение твердости со временем при разных температурах отпуска:а — сталь ШХ15; б — сталь ШХ15СГ.применять немного более высокий отпуск. Температура его не
должна превышать температуру начала интенсивного превраще¬
ния аустенита, распад которого, как мы видели, способствует
уменьшению вязкости закаленной стали [для стали ШХ15 (X) до
200°, для стали ШХ15СГ — до 225°]. В этом случае после отпуска
будет получаться твердость Н1?С 58—60.Лишь для тех изделий, которые допускают значительное сни¬
жение твердости (ниже #/?С 55), возможно дальнейшее повыше-299
une температуры отпуска до температуры, превышающей конец
превращения иустопита, т. е. 270—300°.Самая малая продолжительность отпуска, исходя из вышеска¬
занного, должна быть не менее 1 ч, не считая времени прогрева.
Последнее зависит от величины изделия и среды, в которой проис¬
ходит нагревание. В жидкой среде нагрев происходит быстрее,
в воздушной медленнее. Соответственно этому и общая продолжи¬
тельность отпуска должна
быть большей в воздуш¬
ных печах, чем в масля¬
ных ваннах.Имея в виду, что уве¬
личение выдержки при
низких температурах от¬
пуска благоприятно ска¬
зывается как на стабили¬
зации размеров, так и на
общем упрочении за счет
дальнейшего, хотя и не¬
большого, уменьшения
тетрагональности и сня¬
тия внутренних напряже¬
ний, выдержку при отпус¬
ке следует всемерно уве¬
личивать, доводя ее до
вышеуказанной.Для деталей подшипников применяются следующие режимы от¬
пуска (1ГПЗ):1)	кольца подшипников массовых серий .при 160° 2,5 ч;2)	крупные кольца из стали ШХ15 при 160° 3 ч и после охлаж¬
дения и некоторого вылеживания повторный отпуск 2 ч.3)	крупногабаритные кольца из стали ШХ15СГ при 160—180°
в течение 7—9 ч (на садку); дополнительный отпуск после шлифо¬
вания при 140° 5 ч\4)	шары до Va" 150—160° в течение 1,5—2 ч\ 7г—І’/г" 150—160°
в течение 2,5—3 ч\ Р/г—3" 150—160° в течение 3,5—4 ч; 3—8"
150—160° два раза по 4 ч\5)	ролики из стали ШХ15, ШХ15СГ при 150—170° от 2 до 4 ч
с дополнительным отпуском после шлифования, для особо точных
роликов, при 140° 1,5—2 ч\6)	кольца прецизионных подшипников при 160° 3 ч; дополни¬
тельный отпуск после шлифования при 140° 1,5—2 ч\7)	кольца железнодорожных подшипников при 180° 6 •*; допол¬
нительный отпуск после шлифования при 140—150° 2—3 ч.Столь длительные выдержки, как уже указывалось, в значи¬
тельной степени объясняются несовершенством отпускных электри¬
ческих печей с воздушной средой. При отпуске в масляных или
соляных ваннах выдержку можно сократить в 1,5 раза, в печахОн
кГмПродолжительность отпускаФиг. 265. Изменение ударной вязкости и
твердости с изменением продолжительности
отпуска.300
г1 калориферным обогревом — на 20—25%. При таком более каме¬
ртонном, однородном нагреве сокращение общей выдержки легче
компенсировать повышением температуры отпуска, которую в этом
случае следует держать на верхнем пределе указанного выше ин¬
к-риала температур.Операция отпуска является важнейшим звеном термической'
обработки, определяющим качество готового изделия, поэтому ,
шданный режим отпуска должен строго выполняться и контроли- ,
роиаться. Это тем более важно, что контроль результатов отпуска
«ложен и может быть проведен только в лабораторных условиях,
поэтому операция отпуска должна тщательно контролироваться’
и процессе ее проведения наблюдением за температурой и време-*
нем выдержки. Лучше всего пользоваться для этой цели самопи-*
шущими приборами.	*Наибольшую опасность представляет отпуск в обычных камер-'
пых или конвейерных печах с воздушной средой.Если воздушная среда, окружающая отпускаемые изделия, не
циркулирует, то прогрев изделий происходит медленно. Скорость
прогрева зависит от количества загруженных изделий. Время,
достаточное для прогрева единичных изделий, совершенно недо¬
статочно, когда в печь загружается большая садка, так как,
ио-первых, печь сильно остывает, во-вторых, садка медленнее про¬
гревается.Потребное для прогрева время оказывается большим, чем все
иремя, предназначенное для отпуска. Поэтому изделия или часть
их, не успев прогреться, фактически не отпускаются. Это ведет
к их разрушениям и авариям в эксплуатации. Кроме того, в осу¬
ществлении последующих операций возникают трудности. Даже
при незначительных отступлениях в режимах шлифования появля¬
ются шлифовочные трещины. Поэтому наиболее предпочтителен
отпуск в печах с циркуляцией воздуха или в жидких средах (мас¬
ло, соли и др.). В последнем случае гарантирован однородный
нагрев всей садки; температура окружающей среды при погруже¬
нии изделий понижается меньше, быстро выравнивается и точнее
контролируется. Нагрев и скорость циркуляции воздуха или пере¬
мешивания масла должны быть такими, чтобы температура успе-
нала быстро выравниваться. В случае отпуска в масле или другой
жидкой среде очень благоприятно сказывается общее увеличение
объема ванн, не позволяющее снижаться температуре ванны при
аагрузке изделий.В качестве сред для отпуска следует пользоваться следующими
сплавами солей [31]:1)	53% КМ03, 7%ЫаЫ02, 40% ЫаЫ03; температура плавле¬
ния 130°;2)	56% КЬЮз, 44% №N02; температура плавления 150°;3)	50% КГ'Юз, 50% 1ЧаМ03; температура плавления 220°.301
Из масел для отпуска применяются: цилиндровое 2 при отпуске
до 180°, цилиндровое 6 при отпуске до 250°, вапор Т при отпуске
до 280°.Печи, которые могут быть применены для отпуска, указаны
ниже.Конвейерная печь для отпуска с местной циркуляцией воздуха
при помощи лопастей вентилятора приведена на фиг. 170 (поз. 5).Фиг. 266. Конвейерная отпускная печь типа КО-55:/ и 9 — барабаны; 2 — противовес; <? —каркас печи; 4 — футеровка; 5 — конвейерная
лента; б — нагреватели; 7 — вентиляторы; 8 — привод барабана.В настоящее время выпускаются серийные печи аналогичные
по конструкции отпускной печи, показанной на фиг. 170. Одна из
таких печей, типа КО-55А, прошедшая некоторую модернизацию
СКВ НИИЭТО, приведена на фиг. 266. В печи КО-55А несколько.8КонВейер закалочной ВанныФиг. 267. Конвейерная отпускная масляная ванна:1 — конвейер; 2— каркас конвейера; 3 — барабаны; 4 и 5 — крышка ванны; 6 — лоток
конвейерного закалочного бака; 7 — лоток отпускной ванны; 8 — регулятор скоростидвижения конвейера.улучшена циркуляция воздуха, при помощи которого прогреваются
изделия. Циркуляция воздуха осуществляется вентиляторами,302
I t303
установленными на съемных футерованных крышках. Направле¬
ние потока воздуха обеспечивается специальными экранами. Горя¬
чий воздух проходит через нагревательные элементы, расположен¬
ные на боковых стенках рабочей камеры и омывает изделия. Об¬
щая мощность печи, составляющая 55 кет, распределена по трем
зонам (25 + 20+10 кет). Размеры рабочего пространства 575Х
Х7460 мм. Высота загрузочного проема 400 мм. Производитель¬
ность 270 кг/ч. Рабочая температура до 350°.Следует отметить, что местная циркуляция воздуха, осуще¬
ствляемая в этих печах при помощи лопастей вентиляторов, не
создает сквозного потока горячего воздуха через изделия. Это не
позволяет осуществить строго однородный гарантированный про¬
грев всей садки, поэтому для более ответственных изделий следует
применять воздушные электрические печи со сквозной циркуля¬
цией воздуха или масляные ванны.На фиг. 267 показан разрез конвейерной масляной ванны, при¬
меняемой в подшипниковой промышленности. На фиг. 179, поз. 5,
показана чашечная отпускная ванна для отпуска шаров и роликов.На фиг. 268а показан вид сбоку электрической калориферной
печи с Принудительной цнркуляиией воздуха для отпуска шаров,
установленном на 8ГГ13. Л'ошиые вентиляторы продувают черезФиг. 2686. Электропечь, показанная на фиг. 268а, вид со
стороны воздухопровода.•калориферы воздух, который нагревается и подается в печь. Здесь
он обдувает подвесные корзины, которые на роликовых катках
пропускаются через печь. Особенностью такого рода печей являет¬
ся более быстрый и однородный нагрев всей массы изделий.
На фиг. 2686 показан общий вид той же печи со стороны возду¬
хопровода.
ГЛАВА XСТАБИЛИЗАЦИЯ РАЗМЕРОВ ЗАКАЛЕННЫХИЗДЕЛИЙДля большинства изделий, изготовляемых из сталей ХГ, ХВГ
ШХ15 и т. д., неизменность размеров в процессе эксплуатации имеет
исключительно важное значение. Таковы, например, измерительные
инструменты, где достигнутая точность изготовления не должна
нарушаться со временем.Современные шариковые и роликовые прецизионные подшип¬
ники, где заданные размеры деталей должны быть выдержаны
с точностью до одного или доли микрона, требуют максимальной
стабильности как в процессе изготовления, так и во время эксплу¬
атации.Все это предъявляет к термической обработке ряд новых, более
жестких требований в отношении получения заданных размеров
и их стабильности.После закалки сталь обладает значительными внутренними на¬
пряжениями. Эти напряжения способны деформировать изделие
непосредственно после закалки. Если же величина напряжений
недостаточна для деформирования, но близка к ней, то изменение
размера или формы произойдет со временем. В том случае, когда
изделие после закалки подвергается добавочным технологическим
операциям (шлифованию, разрезке и т. д.), возможно перераспре¬
деление существующих напряжений, усиление их в одном месте
и ослабление в другом и вследствие этого деформирование изделия.Наконец, если внешние силы, приложенные к изделию, совпа¬
дают по знаку и суммируются с внутренними напряжениями, изде¬
лие может деформироваться при относительно малых нагрузках.Нестабильной является также структура закаленной стали.
Параметры тетрагональной кристаллической решетки мартенсита
зависят от содержания углерода в твердом растворе. По мере
уменьшения тетрагональности, т. е. приближения к кубической
решетке, происходит сокращение объема и линейных размеров.
Лишь после завершения этих процессов увеличивается устойчи¬
вость мартенсита и, следовательно, неизменность размеров.В высокоуглеродистых и, в частности, в хромоуглеродистых
сталях после закалки всегда присутствует остаточный аустенит,20 2597	305
Как показало наблюдение [60] и [58], этот остаточный аустенит
не является устойчивым и даже при комнатной температуре изотер¬
мически превращается в мартенсит. Количество остаточного аусте-
нита и его стабильность зависят от состава твердого раствора
и условий охлаждения. В большинстве случаев, поскольку превра¬
щение остаточного аустенита сопровождается увеличением объема,,
размеры изделия также изменяются.Таким образом, по своей природе закаленная сталь является
нестабильной. Всякое более устойчивое состояние, которого можно-
добиться, будет лишь относительно устойчивым, т. е. таким, когда
в известных ограниченных условиях изменение размеров и свойств
изделий не будет выходить за рамки допустимого.Отсюда возникает задача максимальной стабилизации размеров
и свойств изделий. Решение этой задачи сводится к получению
более устойчивого напряженного и структурного состояния зака¬
ленной стали.1.	СТАБИЛИЗАЦИЯ НАПРЯЖЕННОГО СОСТОЯНИЯВеличина и распределение внутренних напряжений в изделиях
после закалки могут быть чрезвычайно разнообразными. Они про¬
являются в виде деформации непосредственно после закалки, после
некоторого промежутка времени, после какой-либо технологической
операции или, наконец, в процессе эксплуатации.Производственные примеры деформации под воздействием внут¬
ренних напряжений очень многочисленны. Наблюдаются случаи*
когда закаленные кольца из стали ХШ15(Х) после шлифования по
внутреннему диаметру .становятся овальными по наружному. Часто
закаленное и прошлифованное кольцо, пролежав 3—5 ч, стано¬
вится овальным, а валики — изогнутыми и т. д.Определение величины и распределения напряжений в зака¬
ленной высокоуглеродистой стали представляет большие трудности.
Известен предложенный основоположником теории внутреннего
напряжения в стали и чугуне Н. В. Калакутским (1887 г.) метод
измерения деформации путем снятия слоев одной из поверх¬
ностей. Я. П. Селисским, А. С. Шейном и Ш. Железняковой про¬
изводилось измерение по этому методу величины напряжений
в закаленной хромоуглеродистой стали с 0,97% С и 1,41% Сг. Уда¬
ление слоев внутренней поверхности производилось шлифованием.Метод измерения основан на следующем: остаточные внутренние
напряжения взаимно уравновешиваются внутри изделия, т. е. в лю¬
бом поперечном сечении равнодействующая остаточных напряже¬
ний равна нулю. Разрезка изделия или удаление его части приво¬
дит к нарушению равновесия. Происходят упругие деформации, и
устанавливается новое равновесие. Определение внутренних напря¬
жений базируется на измерении упругих дформаций, происходя¬
щих при нарушении равновесного состояния сошлифовыванием
слоя по внутреннему диаметру кольца,306
I Цилиндры 100X68, 5X20 мм закаливались с 850° в масле с на-
11и ном в течение 1 ч в электрической печи или 15 мин в соляной
паипе. После отпуска при 150° в течение 2 ч производилось сошли-
фпнывание внутренних слоев толщиной по 1 мм.11а фиг. 269 показано изменение размеров кольца по восьми
наружным диаметрам при шлифовании по внутреннему диаметру.
К ривая 2 относится ко второму п-ромеру, т. е. сошлифованию 2 мм,
а кривая 13 — к сошлифованию 13 мм. Под влиянием неравномер¬
ных внутренних напряжений произошло образование овальности,Номера диаметровФиг. 269. Изменение размеров кольца по восьми наружным
диаметрам при шлифовании по внутреннему диаметру.которая, начавшись в одном направлении, нарастает по мере удале¬
ния новых слоев. К концу шлифования кольцо принимает форму,I	а кже показанную на фиг. 269, слева.Характерно, что это кольцо нагревалось в камерной печи с отно¬
сительно равномерным нагревом пода и очень равномерно охлажда¬
лось. Это показывает, что нагрев в камерной электрической печи,
как и во многих других печах, не может обеспечить равномерный
подвод тепла во время нагрева ко всем точкам поверхности.Соляные ванны выгодно отличаются более однородным нагре¬
вом, и неоднородность напряжений может вызываться только усло¬
виями охлаждения.Величины напряжений в кольце в зависимости от его внутрен¬
него диаметра, подсчитанные Я. П. Селисским и Ш. Железняковой
по среднеарифметическим приращениям наружного диаметра и вы¬
соты, показаны на фиг. 270.Касательные напряжения а* на внутренней поверхности кольца
имеют положительный знак, затем они уменьшаются, меняют знак,
проходят через максимум в отрицательной области, и затем снова
начинают возрастать. На наружной поверхности кольца напряже¬
ния также имеют положительный знак. Осевые напряжения, не
показанные на фиг. 270, меняются по аналогичному закону. Дру-
111мп словами, на внутренней и наружной поверхностях цилиндра
имеют место растягивающие касательные и осевые напряжения.
Аосолютная величина этих средних напряжений находится в преде-Ж	307
лах 10—15 кг/мм2, поэтому надо полагать, что в сечениях, которые
подвергались максимальном деформации, величина напряжений до¬
стигает 25—30 кг!мм*.Радиальные напряжения вг изменяются по кривой, не имеющей
максимума. Величина их незначительна и не превосходит 1 кГ/мм2.Величины касательных и осевых напряжений, хотя и далеки от
предела упругости для этой стали, одиако все же значительны, еслипринять во внимание, что кольца
были отпущены при 150° в тече¬
ние 2 н.Аналогичные опыты были про¬
деланы на цилиндрах с размера¬
ми 150 X 100 X 50 мм, у которых
благодаря торцовым надставкам
отвод тепла происходил только
с боковых цилиндрических по¬
верхностей.В первых стадиях шлифования
таких колец происходит неболь¬
шое увеличение наружного диа¬
метра, затем, после нулевого из¬
менения, начинается уменьшение
диаметра, свидетельствующее о
больших сжимающих напряже¬
ниях на наружной поверхности
кольца. Кроме того, имеет место
непрерывное уменьшение высоты
кольца.Уменьшение напряжений при
нагреве стали для отпуска проис¬
ходит за счет перехода в отдельных объемах упругих деформаций
в пластические. Чем выше температура отпуска, тем в большей
степени снимаются напряжения (фиг. 271). Однако кривые влияния
отпуска на величину остаточных напряжений, приведенные на
фиг. 271 [54], не могут быть полностью применены для твердых хромо¬
углеродистых сталей. У мягких сталей (0,3%С) в течение 1,5—2 ч
отпуска при 150° происходят все возможные пластические дефор¬
мации, и последующая выдержка уже не ведет к уменьшению
внутренних напряжений. При низкотемпературном отпуске твердых
малопластичных сталей процесс снятия напряжений растягивается.
Хотя и здесь в первые часы происходит основное уменьшение внут¬
ренних напряжений, но последующая выдержка еще заметно
влияет на их снижение.По данным Ю. Геллера и Г. Шрейбера [55], в закаленной с 840°
стали ШХ15 напряжения при часовом отпуске при 150° снижаются
с 30 до 26 кГ1мм2, при 3-часовом — с 30 до 24 кГ/мм2 и далее
продолжают снижаться. То же самое имеет место при 165 и 180°
(фиг. 272).«оI£5Cl£IiIВнутренний радиусфиг. 270. Величина напряжений в
зависимости от увеличения сошлифо-
вываемого внутреннего диаметра.308
Приведенные данные позволяют установить следующее:1.	Отпуск при низких температурах не устраняет полностью на¬
пряжений, но уменьшает их в сравнении с величиной напряжений,
имеющихся непосредственно после закалки.2.	Снижение напряжений до известного предела, определяемого
и'.мпературой отпуска, требует некоторой минимальной длитель¬
ности отпуска.Если под влиянием внутренних напряжений изделие было упруго
деформировано, то снятие напряжений отпуском может сопровож¬
даться изменением формы изделия. Так, если кольцо было оваль¬
ным и его овальность была выз¬
нана внутренними напряжениями,
оно может стать более округлым
и наоборот. Валик, покороблен-2^6$ час
Продолжительность отпускаПродолжительность отпускаФиг. 271. График влияния темпера¬
туры отпуска и выдержки на величи¬
ну остаточных напряжений.Фиг. 272. Влияние длитель¬
ности отпуска на величину
остаточных напряжений в ста¬
ли ШХ15.пый при закалке, находится под воздействием растягивающих на¬
пряжений, с одной стороны, и сжимающих — с другой. При дли¬
тельном отпуске напряжения и, следовательно, упругая часть де¬
формации уменьшается и валик несколько выпрямится.Если же, не дав кольцу необходимого для снятия напряжений
отпуска, прошлифовать его, довести до цилиндрической формы, то
при последующем отпуске оно покоробится. Точно так же прошли¬
фованный малоотпущепный валик может покоробиться, если он
н течение долгого времени пролежит под воздействием значитель¬
ных внутренних напряжений.Поэтому требуется максимально снять напряжения отпуском не¬
посредственно после закалки. Это стабилизирует последующее со¬
стояние изделия, исключая его самопроизвольное деформирование
остаточными напряжениями или в результате нагрева при эксплуа¬
тации.Поскольку температура отпуска для таких точных изделий, как
подшипники, инструменты, эталоны, не может быть повышена бо¬
лее 150—170°, выдержка при этой температуре должна быть не
меньше того минимума, который приводит к стабильному состоя¬
нию при данной температуре. Этими положениями определяется
метод стабилизации тех размеров закаленного изделия, которые
могут быть нарушены внутренними напряжениями. Данный метод,
совмещаемый обычно с тепловым старением, заключается в дли¬
тельном прогревании при температурах, допускаемых предельной
температурой отпуска. Для хромоуглеродистой стали такая
температура составляет 125—150°.Выдержка при этой температуре зависит от требуемой точности
изделия. Основная часть напряжений снимается в первые часы
отпуска, поэтому нормальной продолжительности отпуска, т. е.
2—3 ч, было бы достаточно для относительной стабилизации напря¬
женного состояния обычных изделий. Для прецизионных изделий,
для которых допускаемая деформация исчисляется 1—2 мк или
даже меньше, требуется длительное прогревание, до 25—30 ч. Для
таких изделий рекомендуется расчленить процесс шлифования на
две операции: предварительное и чистовое шлифование.Шлифование — снятие поверхностных слоев закаленного изде¬
лия — 'само вызывает некоторое перераспределение напряжений
и деформацию. Это может свести на нет результаты даже длитель¬
ного старения, так как оно не .уничтожает совсем напряженного
состояния, а только стабилизирует его на некотором уровне, опре¬
деляемом температурой старения; поэтому для особо точных изде¬
лий старение рекомендуется делать после предварительного шли¬
фования, когда основная часть припуска будет снята.Операция отпуска как бы разделяется на две части: первую —
нормальный отпуск сразу после закалки и вторую — дополнитель¬
ный отпуск после предварительного шлифования. Такой промежу¬
точный отпуск необходим также для удаления местных микро¬
напряжений, полученных от грубого предварительного шлифо¬
вания.Чистовое шлифование, выправив неправильности геометрии,
вызванные снятием деформирующих напряжений, не внесет новых
формоизменений вследствие незначительности снимаемого слоя.2.	СТАБИЛИЗАЦИЯ МАРТЕНСИТАТетрагональный мартенсит, получаемый после закалки, как уже
указывалось, есть пересыщенный твердый раствор углерода в а-же-
лезе. В закаленной высокоуглеродистой стали степень искажения
кристаллической решетки значительна и, следовательно, значи¬
тельна потенциальная способность такой решетки к формоизмене¬
нию в процессе перехода в более устойчивое состояние.Практически необходимо добиться получения такого мартен¬
сита, который имел бы неизменное состояние в течение всего пе¬
риода эксплуатации.Наличие хрома в стали замедляет процесс распада мартенсита.
Необходимое для стабилизации мартенсита выделение углерода310
!«двигается в сторону более высоких температур или больших вы¬
держек.Установлено [56], что в нормально закаленной стали с 0,87% С
л 0,84% Сг при комнатной температуре происходит чрезвычайно мед-
и'пное уменьшение размеров, заметно сказывающееся лишь через
N11—100 дней. Это так называемое естественное старение сопровож-
дается небольшим уменьшением тетр а тональности и служит при¬
чиной самопроизвольного изменения размеров изделий со временем.Нагрев — тепловое старение — ускоряет эти процессы. При
100—110° значительное уменьшение длины (80 мк на 100 мм
.длины) достигается за 40 ч. При 150° за первые 10 мин происходит
уменьшение размеров на 40 мк на
100 мм длины; затем в течение 10 ч
наблюдается уменьшение на 20 мк, ,|
после чего начинается возрастание *
размеров за счет начавшегося прев- ^
вращения остаточного аустенита. |Этот процесс при длительных вы- ^
держках происходит при значитель¬
но более низких температурах про-
ц|'В обычного.Для стали ШХ15 (0,99% С;1,55% Сг) процесс старения под¬
робно изучен [57].На фиг. 273 показано изменение
линейных размеров закаленных об¬
разцов (с1 = 15 мм; I = 100 мм), под¬
вергнутых тепловому старению при
105—110; 125—130 и 145—150° [57].Б первые часы отпуска происхо¬
дит резкое уменьшение размеров, тем большее, чем выше темпера¬
тура. Далее скорость изменения размеров замедляется. При 145—
150° изменение размеров после 4 ч отпуска прекращается. В даль¬
нейшем, так же как в предыдущем случае, начинается увеличение
размеров, связанное с разложением некоторой части аусте-
п 1гта.На фиг. 273 показано также изменение твердости в процессе
парения. При 105—110° заметное падение твердости начинается
после 10 ч старения, при 125—130° после 4 ч, а при 145—150° паде¬
ние' твердости начинается с самого начала старения и достигает
:» единиц НЯС после 40 ч.На основе приведенного материала можно сделать следующие
выводы о режиме теплового старения мартенсита.При 145—150° в течение 2 ч, а при 125—130° — в течение 4 ч
протекает основной этап старения мартенсита. Вместе с тем полная
пабнлизация размеров еще не наступает. Продолжение старения
при 125—130° в течение 6—8 ч дает уменьшение размеров на 2 мк,
.1 при 110° — на Юж/сна 100 мм длины.311ч юВремяФиг. 273. Изменение длины и твер¬
дости в зависимости от времени
выдержки при отпуске. Темпера¬
тура отпуска:/_ 105-110°: 2 - 125-130°; 3-145-
150°.
Поскольку старение при 150° сопровождается заметным умень¬
шением твердости, нужно считать более подходящей для стабили¬
зации мартенсита хромоуглеродистой стали описываемого нами
типа температуру 125—130°. Наоборот, для подшипников, работаю¬
щих при повышенных температурах, где требования к твердости
понижены, старение нужно производить при более высокой тем¬
пературе (150—170°), достигая максимальной стабильности мар¬
тенсита и нераспавшегося аустенита.Продолжительность старения надо выбирать исходя из прак¬
тических требований для данного изделия. Если точность изготов¬
ления не должна выходить за пределы 2 мк на 100 мм длины, то
следует применять длительное старение при 125—130°
в течение не менее 10 ч, при точности до 1 мк не менее 25 ч.В случае же, если допуски на изготовление изделия более широки,
для практической стабилизации мартенсита достаточно применить
нагрев в течение 2 ч при 150°, совместив его с отпуском после
закалки.3.	СТАБИЛИЗАЦИЯ ОСТАТОЧНОГО АУСТЕНИТАСтабильность остаточного аустенита в закаленной сталй прежде
всего зависит от его количества. Нем больше остаточного аустенита,
тем он при прочих равных условиях менее стабилен.В предыдущих главах было показано, что температура закалки,
исходная структура и другие факторы, изменяя состав твердого
раствора, влияют на количество остаточного аустенита. Рассмот¬
рим, как влияют на количество остаточного аустенита факторы,
не вызывающие изменения состава твердого раствора, в частности
условия охлаждения.Количество остаточного аустенита зависит от скорости и от
глубины охлаждения. Влияние скорости охлаждения на распад
аустенита сводится к ускорению процесса распада аустенита с уве¬
личением скорости охлаждения ниже точки Мн. Эта закономерность
“верна для храмоуглеродистых сталей в пределах практически при¬
меняемых температур и скоростей охлаждения.В сталях, у которых точка Мн сильно снижена, при очень боль¬
ших скоростях возможно подавление мартенситного превращения,
и тогда, следовательно, наоборот, с ускорением охлаждения коли¬
чество остаточного аустенита будет больше.Решающее значение для количества остаточного аустенита
в стали имеет температура, до которой охлаждена сталь при за¬
калке. Это вытекает из особенностей процесса превращения аусте¬
нита в мартенсит, указанных в разделе «Мартенситное превраще¬
ние» (глава VIII). Это превращение описывается мартенсит-
ной кривой, где каждой температуре, до которой дове¬
дено охлаждение	-при- закалке, соответствует определен¬
ная степень распада аустенита (см. фиг. 159). Чем ниже эта
температура, тем меньше количество остаточного аустенита. Это
снижение имеет место до известного предела (точка Мк), после
312
чек» оставшаяся часть аустенита уже не распадается. Если при
ном, охладив до некоторой температуры, соответствующей со-I.'кісно мартенситной кривой определенному количеству аусте¬
ніті, дать некоторую выдержку при этой температуре и затем
охлаждать далее (до комнатной температуры или еще ниже), то
соотношение между мартенситом и аустенитом, графически выра¬
женное на фиг. 159, изменится. В частности, изменяется темпера-
| \ [»а, ниже которой превращение аустенита практически не происхо-
ПІГ (М,с) и количество остаточного аустенита, остающееся стабиль¬
ным при самом глубоком охлаждении.Поэтому очень важна та температура, до которой было произве-
лепо начальное охлаждение и, как будет показано далее, выдержка
іфіі этой температуре. От этого
1.1 висит ход дальнейшего мартен-I	II того превращения, и следова-
ісльно, количество остаточного
.іустенита и его стабильность.Па фиг. 274 показано, по дан¬
ным Я. Селиеского и А. Шейпа
|Г»«| изменение количества оста-
Iочного аустенита при комнатной
іемпературе в зависимости, от
м'мпературы закалочной ванны.II	'.менение размеров находится
в прямолинейной зависимости ог
количества остаточного аустепи-1.1, если одновременно не происхо¬
дит изменения состава твердого
р.нтвора (см фиг. 319) [45],поэтому кривые изме¬
нения -размеров, как пра¬
вило, изображаются зеркальными
отражениями кривых изменения
количества остаточного аустенита
(фиг. 274, кривые 1 и 2).В соответствии с работами
Г.. Садовского и Штишевской [37].І ї. Садовского и Н. Чупраковой [59], количество остаточного аусте-
ннта сильно увеличивается при остановке (путем ступенчатой за-
к.ілки) охлаждения между точкой Мн и комнатной температурой.Кривая 1 имеет максимум при 80°. Содержание аустенита па-
ласт в сторону низких температур закалочной среды, достигая3,5% при—195°, и в сторону более высоких температур (17%
при 150°).При температуре ступени 150°, лежащей ближе к мартенсит-
Iк>Гі точке, получается повышенное количество аустенита по срав¬
нению с температурой 20° за счет уменьшения напряжений, возни¬313.Тр.мпєрапіира закалочной
сое.дыФиг. 274. Изменение количества оста¬
точного аустенита (1) и длины (2) в
зависимости от температуры закалоч¬
ной среды.
кающих при прохождении всего мартенситного интервала. При
остановке значительно ниже точкиМ„(120; 80°) к этому прибав¬
ляется влияние самоотпуека той части мартенсита, которая образо¬
валась к моменту остановки на ступени. Это замедляет распад
•оставшейся части аустенита и увеличивает его количество к мо¬
менту охлаждения до комнатной температуры. По мере дальней¬
шего снижения температуры ступени роль самоотпуска
'ослабляется, а роль напряжений возрастает, в связи с чем коли¬
чество остаточного аустенита сильно уменьшается. Это уменьшение
заметно идет до —60°, после чего процесс превращения аустенита
можно считать законченным.Увеличение выдержки при температуре ступени приводит в ко¬
нечном счете к увеличению количества остаточного аустенита.В табл. 68 показано изменение
количества остаточного аустенита
в связи с увеличением выдержки -
при температуре ступени 80°. Те
же закономерности выявлены при
увеличении выдержки на других
ступенях ниже точки Мн-Количество остаточного аусте-
нитл растет с увеличением вы¬
держки только до некоторого
предельного времени, выше кото¬
рого с увеличением изотермиче¬
ской выдержки количество аустенита уменьшается.На фиг. 194, Б приведены зависимости количества остаточного
аустенита в стали ШХ15 от продолжительности изотермической
выдержки [78] при Г50—80°. Вначале, в пределах выдержки 25, 30
и даже 50 ч (для 135°), количество остаточного аустенита после
■охлаждения с температуры ступени до комнатной температуры
действительно растет с увеличением выдержки. При больших вы¬
держках количество остаточного аустенита начинает медленно сни-
.жаться.Промежуточный отпуск, проведенный непосредственно после
выдержки при определенной температуре ступени, является как бы
продолжением выдержки и также увеличивает количество остаточ¬
ного аустенита в стали. Как будет показано далее, отпуск стаби¬
лизирует структуру и размеры изделий, если он применен после
закалки с достаточно глубоким охлаждением. Наоборот, если
отпуск применен сразу после закалки в горячей среде, то, задержи¬
вая распад аустенита при последующем охлаждении до комнатной
температуры, он тем самым способствует сохранению в закален¬
ном изделии больших количеств аустенита, который потом в тече¬
ние длительного времени распадается. Общая стабильность при
этом сильно уменьшается.Следует отметить, что количественные данные соотношения
остаточного аустенита и температуры охлаждения, выраженные
314Таблица 68ПродолжительностьвыдержкиКоличество оста¬
точного аустенита
при 20° в %0*10 мин
2 ч
6 »* Закалка непосрс
имеющем 20°.13,516,020,021,и5детвенно в масле,
млртенситной кривой, относятся к тонким образцам или изделиям,
|. г. к случаю относительно быстрого охлаждения. Более массив¬
ные изделия в связи с меньшей скоростью охлаждения, как пра-
1И1.Ю, содержат больше аустенита и менее стабильны, и на это
необходимо вносить соответствующие поправки.На фиг. 275 приведены резуль-
г.'пи определения количества
опаточного аустенита после за¬
калки с различных температур
(отпуск 160° 2 ч) в цилиндри¬
ческих образцах разного сечения,
и (готовленных из стали ШХ15СГ.Из этих данных следует, что
размеры сечения оказывают зна¬
чительное влияние на содержание
остаточного аустенита. Это влия¬
ние тем больше, чем выше темпе¬
ратура закалки. Поскольку раз¬
личие в количестве остаточного
лустенита в образцах разных раз¬
меров вызывается скоростью
охлаждения, то при переходе от цилиндрических образцов к коль¬
цам и другим формам изделий следует сопоставлять их размеры
н соответствии с различием в скорости охлаждения.Практически установлено, что количества остаточного аусте-
нита, полученные для роликов (фиг. 275), будут соответствоватькольцам, толщина которых
составляет примерно 2/3 от
диаметра роликов.Рассмотрим далее, ка¬
кова устойчивость остаточ¬
ного аустенита, полученного
при разных условиях охлаж¬
дения.Устойчивость остаточного
аустенита выявляется двумя
путями. Во-первых, непо¬
средственным изучением его
стабильности в зависимости
от времени выдержки при
комнатной температуре, и,
во-вторых, устойчивостью
его при глубоком охлажде¬
нии.Фиг. 276 показывает степень устойчивости остаточного аусте-
•1111,1 в зависимости от температуры изотермической ступени, если*	IалI. сразу после закалки на ступени была отпущена при 150° (кри-
и«н /). Воздействие после этого низкотемпературного охлаждения315-195	-60 20 80 120 °СТемпература закалочной средыФін. 276. Изменение количества остаточ¬
ною аустенита после ступенчатой закалки
Ирм разных температурах ступени, после¬
дующего отпуска и охлаждения до:/) - 20°; 2) - 00°; 3) - 195° [58].£ %
її
їI 305*20■аX>С>«аЄ10IIIIТемпература закалки °Сіи850~8?(5°&).10 20 30 40 50 МИ
Диаметр образца 0фиг. 275. Зависимость количества
остаточного аустенита от диаметра
образцов.
до — 60° (кривая 2) показывает резкое уменьшение количества оста¬
точного аустенита при температурах ступени от 80° и выше. При
охлаждении до —195° (кривая 3) уменьшение остаточного аустени¬
та еще значительнее и захватывает более низкие температуры сту¬
пени. Следовательно, аустенит, полученный в большом количестве
при закалке в горячих средах, оказывается совершенно неустой¬
чивым, даже если он сразу после ступени был отпущен на 150°.Увеличение выдержки при температуре ступени, способствуя
повышению количества остаточного аустенита, еще больше умень¬
шает его устойчивость. На фиг. 277 [58] показано изменение коли-1Ш10 15 20 253035 ЬО 45 5055 ч
время800 810 820 830ч
30 сутокФиг. 277. Влияние изотермической выдержки при 80е на
последующее изменение количества остаточного аустенита
при комнатной температуре. Изотермическая выдержка:/ — 6 ч; 2 — 2 ч; 3 — 10 мин-чества остаточного аустенита со временем в зависимости от про¬
должительности выдержки при 80°. Кривые располагаются в по¬
рядке, соответствующем начальному количеству остаточного аусте¬
нита при данной выдержке. Все они дают значительное снижение
в первые 3—4 ч. Однако уменьшение остаточного аустенита, а с ним
увеличение размеров, не прекращается в течение длительного вре¬
мени, продолжаясь, правда, в небольшой степени, даже через'
30 дней со дня закалки.Аналогичный ход кривых имеет место и для других ступеней
закалки.Практически остаточный аустенит, полученный в большом ко¬
личестве при закалке в горячих средах, неустойчив, и тем больше
неустойчив, чем больше его получено после закалки.Стремление избежать последствий резкой закалки часто приво¬
дит к получению такого неустойчивого аустенита в закаленном
изделии. Это бывает, когда после применения ступенчатой закалки
(закалка в горячем масле) изделие сейчас же переносят в отпуск*
ную печь. Такая прерванная закалка имеет место в описанном выше
методе «купания» при закалке массивных изделий, если после вьн
равнивания температуры не произведено немедленное охлаждение
до комнатной температуры.316
Наконец, при закалке в непрерывных конвейерных агрегатах
« п.іыю разогревшееся масло создает столь же благоприятные усло¬
вия для сохранения большого количества неустойчивого аустенита,
п\мі между закалочным баком и отпускной печью не будет спе-
ппально установленно-
I о охладителя.ІІаиболее радикаль¬
ним средством стаби¬
лизировать размеры
накаленного при той
или иной температу¬
ре ступени изделия
является продолжение
м.іртенситного превра¬
щения вслед за сту¬
пенью путем более глу¬
бокого охлаждения до
комнатной температу¬
ры или еще ниже. При
лом уменьшается ко¬
личество остаточного
аустенита и резко уве¬
личивается его стабиль¬
ность. На фиг. 278 по¬
казано влияние углубления охлаждения до +20 и —60° после за¬
калки при разных температурах ступеней на количество остаточ¬
ного аустенита.Графики на фиг. 278 показы¬
вают, что углубление закалки
(после температуры ступени) до
+ 20 или —60° приводит к резко¬
му сокращению остаточного аусте¬
нита в стали, особенно в тех обла¬
стях температур закалочной
среды, где при обычной ступенча¬
той закалке остается наибольшее
количество аустенита. Поэтому и
устойчивость аустенита после
глубокого охлаждения значитель¬
но усиливается.•/На фиг. 279 показаны резуль¬
таты наблюдений [95] за измене¬
нием размеров колец с наружным
диаметром 150 мм, изготовленных
из стали ШХ15, закаленных с 840е-195	-50 20 вО 120150 °СТемпература закалочной средыФиг. 278. Влияние степени охлаждения после
закалки на количество остаточного аустенита[58]:/ — изотермическая закалка, выдержка 10 мин, от¬
пуск 150° 2 ч; 2 — изотермическая закалка, выдерж¬
ка 10 мин, охлаждение до -{- 20°, отпуск 150° 2 ч;
3 — изотермическая закалка, выдержка 10 мин,
охлаждение до — 60°. отпуск 150° 2 ч.Длительность старенияФиг. 279. Средняя деформация колец
дішметром 150 мм при трех вариан¬
тах термической обработки:/ — отпуск сразу после закалки в масле с
м'млературой 50—60°; 2 — отпуск после за¬
полни в масле с температурой 50—60° и
охлаждения до -|-10 в проточной воде; 3 —
пгиуск после закалки в масле с температу¬
рой 50—60° и охлаждения до —78°.в масле с температурой 50—60°
н подвергнутых затем обработке по следующим вариантам:Первый вариант — отпуск при 150° в течение 2 ч сразу после
пкалки; второй вариант — перенос из горячего масла после закал-317
ки в водопроводную воду с температурой +10° и третий вариант —
перенос из горячего масла в холодную среду с температурой —78®
(углекислота). После обеих этих обработок применяли отпуск так¬
же при 150° в течение 2 ч.•	Если при первом варианте кольца, начиная с первых дней после
закалки непрерывно в течение 11 мес., увеличивались в размерах,
то при втором и третьем варианте они сохранились без изменения,
оставаясь в пределах точности измерения. За 11 мес. размеры колец,
отпущенных сразу после закалки в масле с температурой 50—60°,.
увеличились в среднем на 11 мк, тогда как размеры колец, охлаж¬
денных после закалки, перед отпуском, до +10° и до —78° оказа¬
лись практически стабильными.То же самое относится и к другим ступеням закалки. Образец,
закаленный при температуре 80° с выдержкой 10 мин и охлажден-
ный до комнатной температуры (20°), за 840 ч увеличился в разме¬
рах на 45 мк.Будучи охлажден сразу же после ступени не до 20, а до 0°, он
изменил свои размеры за 840 ч только на 3 мк.Следует отметить, что увеличение выдержки при температуре
ступени усиливает неустойчивость аустенита даже при наличии
более глубокого охлаждения. При тех же условиях, что в предыду¬
щем случае (закалка 80°, охлаждение до 0°), увеличение выдержки
при температуре ступени до 6 ч привело к изменению образца за
тот же период на 15 мк.Таким образом, углубление охлаждения до 0° даже без после¬
дующего отпуска делает аустенит почти полностью стабильным
независимо от температуры ступени, если выдержка на ступени
не была излишней. Несколько более глубокое охлаждение практи¬
чески создает абсолютную стабильность аустенита.Здесь проявляется основная закономерность аустенитно-мартен-
ситного превращения, выраженного мартенситной кривой (см.
фиг. 159).Чем ниже температура охлаждения, тем меньше остаточного .
аустенита, тем больше его стабильность. Промежуточная ступень
при охлаждении в принципе не нарушает эту закономерность, хотя
количественно соотношение изменяется.Естественно, возникает вопрос: до какой температуры нужно
углублять охлаждение, чтобы получить практически стабильные-
размеры изделий? Этот вопрос решается различно для изделий раз¬
ных назначений, в зависимости от того, какова требуемая точность
изделия в эксплуатации. Кроме того, поскольку количественное со¬
отношение между остаточным аустенитом и мартенситом опреде¬
ляется многими факторами, стабильность аустенита при разных
условиях охлаждения после закалки будет различна. Иначе говоря,
для получения одинаковых количеств аустенита или одинаковой
стабильности при разных условиях охлаждения требуется разная
конечная температура, до которой должно быть охлаждено изделие
после закалки.318
На фиг. 280 приведены результаты наблюдения за стабиль¬
но п.ю образцов диаметром 18 мм из стали ШХ15 (кривая /),
ыка.чонных с 850° в масле с температурой 50° и охлажденных после•	ино до разных ступеней. Отпуск всех колец был произведен
111111 160°.Кривая показывает, что у всех образцов данного сечения, кото¬
рые были охлаждены, после закалки до температуры 15—20° и более
IIIMKHX, изменение размеров в течение года не наблюдалось. При
ионишемии температуры охлаждения колец перед отпуском образ¬
ны приобретают значительную не¬
ги бил ьность. В частности, при
конечной температуре 40° прирост
i.iппы образцов (/ = 120 мм) за
год составляет 13—20 мк.При тех же условиях охлаж¬
дения сталь ШХ15СГ (кривая 2)
оказывается более устойчивой.Практическая стабильность в те¬
чение года образцов диаметром
IM мм наблюдается у этой стали
при охлаждении до 30—35°.< )днако это относится только к об-
ра щам данного сечения. Посколь¬
ку количество остаточного аусте-
нпта в связи с различием в усло-
ииях охлаждения зависит от раз¬
меров изделия, его стабильность в образцах разного сечения также
различна.На фиг. 281 показана глубина охлаждения, до которой нужно
накалить образцы из стали LÜX15, чтобы их размеры не изменялись
и течение года. Если для тонких цилиндрических образцов (диа¬
метром 8 мм) практическая стабильность наблюдается при охлаж¬
дении до 30°, то для образцов диаметром 28 мм, чтобы их размеры
и течение года не изменились, необходимо углубить закалку не
менее чем до 10°.Таким образом, увеличение толщины изделий создает неблаго¬
приятные условия для стабильности аустенита.Наоборот, очень благоприятное влияние на стабильность аусте-
иита оказывает отпуск изделий после окончания охлаждения при
закалке.Выше указывалось, что остановка* на той или иной температур¬
ной ступени ниже точки Мн замедляет дальнейшее превращение
аустенита. Если же вместо выдержки по достижении той или иной
температуры ниже точки Мн подвергнуть изделие новому дополни¬
тельному нагреву, то это замедление распада аустенита
оказывается столь значительным, что делает аустенит более устой¬
чивым.мксъ
<\>з*15
§ + 5
| о
$35 -5^ -30 -20 -10 0 + 10 *20 +30 +.50 °С
Предельная температура охлаждения
при закалкеФиг. 280. График изменения размеров-
образцов диаметром 18 мм в зависи¬
мости от предельной температуры
охлаждения при закалке:1 —сталь ШХ15; 2 — сталь ШХ15СГ.-£im 2/J&A/f / /-1 1—1	1	1	1 1 1319
На фиг. 282 показано изменение количества остаточного аустс*
Шита под влиянием промежуточного отпуска. Здесь приведены ре¬
зультаты двух серий ступенчатой закалки, после которой все образ¬
цы были подвергнуты глубокому охлаждению, до — 60°.Первая серия (кривая 2) после закалки при данной темпера¬
туре ступени, отложенной на оси абсцисс, была сразу охлажденано —60°. Количество остаточного
аустенита здесь не превышает 6,5%.я -30 -20 -ю 0 *10 *20 *30 *40 *•50 °С
Предельная температура охлаждения
при закалкеФиг. 281. График изменения разме¬
ров цилиндрических образцов разных
диаметров из стали ШХ15:1 — диаметр 8 мм; 2 — диаметр 18 мм; ч<? —
диаметр 28 мм.°/
р /оVIы/о
8§>Л?1 2| °~>95I >50-2ч \ 150°-2ч[п ю° Ц П£0°г\ 1-бЯ'Т-к//	 ' хЧ / J2X-1—, ■^0О-	-6020воСТемпература закалочной сред с»Фиг. 282. Влияние отпуска на устой¬
чивость остаточного аустенита:/ — образец отпущен после закалки, затем
охлажден до —60°; 2 — образец не отпу¬
щен после закалки и охлажден до —60°Вторая серия (кривая 1) сразу после закалки при тех же
температурах ступени подвергалась отпуску при 150° и лишь затем
глубокому охлаждению до —60°. Здесь превращение замедлилось,
и при температуре ступени 60—65° количество остаточного аусте¬
нита достигает 16% [58].Отпуск, следовательно, сильно задерживает распад аустенита
закаленной стали. В связи с этим к стабилизирующему действию
глубокого охлаждения прибавляются возможности, которые свя¬
заны с отпуском, т. е. возможности стабилизации при большем
количестве остаточного аустенита и, следовательно, при меньшей
глубине охлаждения после закалки. Это обстоятельство является
чрезвычайно важным, так как приводит к уменьшению внутренних
напряжений, связанных с глубоким охлаждением, и допускает не¬
которое увеличение остаточного аустенита в изделиях, что
улучшает сопротивление усталости, износу и общую прочность
стали.Наблюдение показало, что стабилизирующее влияние отпуска
является очень эффективным1'. Если при обычном охлаждении, без
промежуточного отпуска, согласно мартенситной кривой (фиг. 159),
полная стабильность остаточного аустенита наступает лишь при
достижении точки Мк, т. е. когда в стали ШХ15 остается —4%
аустенита, то, подвергнув закаливаемую сталь отпуску после
охлаждения до той или иной температуры, можно получить пол¬
ную стабильность аустенита при большем его содержании в стали.320
ГИначе говоря, если сталь будет подвергаться отпуску, то можно
поднять конечную температуру, до которой надо ее охлаждать,
•ї і обы аустенит стал практически стабильным.Степень этого стабилизирующего действия отпуска на остав¬
шуюся часть аустенита тем больше, чем выше температура отпуска
н чем больше его продолжительность.,	7.12I	Ю^	Г-- Л
^ 8^	?^	* л*5	ё§	5 чЛ	53 2£	і20 40 60 во 100 120 т 160 160 200°СТемпература промежуточного отпускаФиг. 283. Влияние промежуточного
отпуска стали ШХ15 на стабильность
остаточного аустенита (выдержка при
отпуске 1,5 ч).мк«Ь *10і-6"Ч Оэ* ? Оо‘4-6-8Температура
отпуска °С130°1600190°тИ220іФиг. 284. Изменение разме¬
ров образцов из стали ШХ15
в течение одного года в
зависимости от температуры
отпуска.На фиг. 283 показано влияние температуры промежуточного
отпуска стали ШХ15 на количество аустенита, которое можно счи¬
тать практически стабильным после отпуска. Следовательно, если
сталь ШХ15 после закалки подвергается 1,5-часовому отпуску при
150°, то она должна пройти аустенитно-мартеноитное превращение
до содержания 8% аустенита, что по мартенситной кривой (см.
фиг. 159) соответствует температуре охлаждения —5°. При этом
оставшийся аустенит будет-стабильным.Если продолжительность отпуска увеличить до 3—4 ч, конечную
температуру охлаждения можно еще повысить, т. е. при наличии
отпуска нет необходимости охлаждать сталь при закалке до точки
Л/,, что всегда сопровождается развитием внутренних напряжений
и даже трещин, а следует охлаждать лишь до той температуры,
при которой сталь после отпуска становится практически ста¬
бильной.Таким образом, увеличение температуры или продолжительности
отпуска улучшает условия стабилизации остаточного аустенита.
Поэтому в целях большей стабильности размеров изделий, когда
по тем или иным условиям углубление охлаждения при закалке
невозможно, следует в максимальной степени увеличивать темпе¬
ратуру или выдержку при отпуске.Низкая температура отпуска может являться причиной недо¬
статочной стабильности колец.На фиг. 284 показано изменение за один год размеров образцов
(диаметр 18 мм, длина 120 мм) из стали ШХ15, закаленных с 850э?1 2597321
в масле с температурой 50° и охлажденных до 20°. При нормальном
отпуске (160—190°) размеры образцов за год почти не изменились.
В то же время при отпуске 130° заметен явный рост размеров
образцов 1.Следовательно, там, где должна быть сохранена очень высокая
твердость и температуру отпуска повышать нельзя (калибры, спе¬
циальные подшипники и др.). для лучшей стабильности может быть
использовано только более глубокое охлаждение при закалке. У ко¬
лец подшипников, особенно у внутренних, стабильность которых
также очень важна и твердость которых не может быть меньше
HRC 60, значительное повышение температуры отпуска практи¬
чески также невозможно. Однако в пределах температур отпуска,
при которых твердость не снижается ниже HRC 60, следует приме¬
нять возможно более высокие температуры. При хорошо налажен*
ном процессе закалки температуры отпуска внутренних колец могут
быть повышены и должны составлять для стали ШХ15 170—175°
и для стали ШХ15СГ 180—185°.Сталь ШХ15СГ, как было показано на фиг. 280, вообще является
более стабильной, чем сталь ШХ15.Проверка стабильности сталей ШХ15СГ и ШХ15 путем длитель¬
ной выдержки при повышенных температурах также показала, что
сталь ШХ15СГ является более, стабильной как при оптимальном
для каждой стали режиме закалки, так и при закалке на одинако¬
вое содержание остаточного аустенита [67].Так, при закалке стали ШХ15 с 830°, а стали ШХ15СГ с 820°
в масле, нагретом до 50°, и последующем охлаждении до комнатной
температуры получается в первом случае 9% остаточного аустенита
и во втором 13,6%.При прогреве в течение 100 ч при 150° в стали ШХ15 остается
7,3% аустенита (80% начального количества), а в стали ШХ15СГ
12,6% (92,5% начального количества). За 100 ч выдержки при 175°
в стали ШХ15 количество аустенита уменьшается до 35% от на¬
чального количества, т. е. до 3%, а в стали ШХ15СГ — лишь до
60% начального количества, т. е. до 8,6%.При одном и том же содержании остаточного аустенита после
закалки и отпуска большая стабильность стали ШХ15СГ выяв¬
ляется еще более четко.Так, если в обеих сталях содержалось после закалки 18—19%
остаточного аустенита, то после 100 ч выдержки при 175° коли¬
чество аустенита уменьшилось в стали ШХ15 на 15,7%, а в стали
ШХ15СГ на 7,5%. Соответственно размеры увеличились на 0,9%
в первом случае и на 0,047% во втором.Изменение остаточного аустенита и размеров при 150—175®
позволяет сделать вывод о значительно большей стабильности
стали ШХ15СГ, чем стали ШХ15. Это важное свойство стали
ШХ15СГ дает возможность успешно применять ее для более круп-1 При отпуске 220° выявляется некоторое уменьшение размеров вследствие
дораспада мартенсита.322
них деталей, где количество аустеиита, как пришит, уиелнчннтчси
п его стабильность приобретает большое значениеУстойчивость аустенита при повышенных юмиерн! урпм тмим
для тех подшипников, которые заметно натреплют! и рнбпи* < че
дует иметь В виду, ЧТО большинство Приведенных т.НПе Кп.'Ш'ИЧ I
цепных данных об устойчивости аустенита относится к кнмтинпН
температуре (20°). Бели эксплуатация подшипника и шиш г ей*
нагреванием в работе происходит при более иысокоП Iемперн I \ ре,
ТО возможен более ускоренный изотермические! рпепид ОГПМОЧ
пого аустенита. Чтобы получить стабильность при 70" такую м , ник
мо наблюдалось при комнатной температуре, глубина охлаждения
должна быть еще снижена на 6—8° против указанных ни фш '-’НО
и 281. Более глубокое охлаждение, чем указано на фиг. '»'N11 ц ','81
необходимо также в тбм случае, если эксплуатации подшипника
продолжается более года.В заключение этого раздела следует отметить, что прочти м.
стали, по данным И. Лагунцова, Е. Черняк и др., при глубоким
охлаждении заметно снижается (табл. 69). Отсюда нытекпп об
основание производственного способа стабилизации аусичпма «а
каленных изделий.Таб. ициМаркасталиТермическая обработкаПредел прочности
при изгибе в кГ/мм2
при охлаждении доУднрип» 1111 11(0) II.
в кГ ■ м/см * (круглы»
обр.пцы) при
охлаждении до+20—50-75+20—во-Гв'ШХ15Закалка1 в масле +20° . .
Закалка в масле 140—150° .263,23002542612432707,5*4,5*4,5*
1.6*3,0*1.6*ШХ9Закалка1 в масле +20° . .
Закалка в масле 140—150° .2102101871971311792,73,31,01,60,91,0» Закалка ШХ15 830-835°, ШХ9 820°; отпуск 150° 2 ч.
* Образец диаметром 12x100 мм без надреза.Чтобы гарантировать стабильность остаточного аустенита в за¬
каленных изделиях, нужно применять охлаждение в среде с темпе¬
ратурой, не превышающей 15—25°. В тех случаях, когда необходимо
применять ступенчатую закалку, обязательно последующее немед¬
ленное охлаждение до более глубоких температур в интервале о г
1-20 до —30° и отпуск при температуре 160—170°.Выбор температуры глубокого охлаждения зависит прежде всего
от назначения изделий. Наиболее глубокое охлаждение требуется
для таких изделий, как измерительный инструмент, точные подшип¬
ники и другие точные изделия. Как следует из сказанного выше,
пся эта номенклатура изделий, если она состоит из тонких, немас¬
сивных изделий [сталь типа ШХ15 (X)], может быть обработана
'21*	•	323
путем углубления охлаждения до 0° ил« даже до 10° [60]. Лишь для
очень ограниченного числа прецизионных изделий, а также более
массивных, требуется несколько более глубокое охлаждение перед
отпуском (—30°). Несколько более глубокое охлаждение требуется
также в том случае, когда по тем или иным причинам в стали со¬
храняется повышенное количество остаточного аустенита (напри¬
мер, при ступенчатой закалке).Во всех случаях глубокого охлаждения оно должно быть непре¬
рывным, но обязательно замедленным. Резкое охлаждение вызывает
сильные напряжения и микротрещины. Для стабилизации аустенита
достаточно одного цикла охлаждения с выдержкой при низкой тем¬
пературе в течение времени, необходимого, для выравнивания тем¬
пературы.Как показало наше исследование, многократные нагревы
и охлаждения не вызывают изменения размеров изделий, подверг¬
нутых однажды глубокому охлаждению и отпуску. Изменение раз¬
меров при многократном попеременном нагреве и охлаждении
является суммой воздействия однократного глубокого охлаждения
и общей тепловой выдержки при отпуске.Само собой понятно, что после глубокого охлаждения изделия
должны быть подвергнуты отпуску или тепловому старению для
стабилизации мартенсита и уменьшения напряжений.Таким образом, общая стабильность закаленных изделий из
хромоуглеродистых сталей достигается однократным переохлажде¬
нием после закалки до температуры, лежащей в пределах от +20
до —30° с последующим отпуском или тепловым старением при
125—130° (для сталей ХВГ, 9ХС 140—150°) в пределах 2—25 ч, тем
более длительным, чем больше требуемая точность изделия. Таким
путем изделия приводятся к полной практически необходимой ста¬
бильности, достигаемой стабилизацией мартенсита, остаточного
аустенита и значительным ослаблением внутренних напряжений
закаленной стали.	*Для производственной стабилизации размеров точных изделий
из стали ШХ15 (X) можно рекомендовать два режима (табл. 70).Таблица 70ИзделияСтепень переохлажде¬
ния после закалкиТепловое старение после
предварительного шлифо¬
ванияПодшипники нормальной
и повышенной точности,
измерительный инстру¬
мент и т. д. ......Особо точные подшипники,
эталоны мер и т. д. . . .От +5 до +10°
» —0 » —30°До 6 ч при 130—140°
До 20 ч при 130—140°В условиях конвейерного закалочного агрегата первый способ
может быть осуществлен совмещением переохлаждения с промыв¬
кой. Для этой цели в удлиненной моечной машине, через которуюш
пропускают изделия, должна подаваться вода с переменной темпе¬
ратурой—от температуры закаленного изделия (80 НИ)" при
ступенчатой закалке и 50—60° при обычной) на входе, до темпера¬
туры проточной воды (10—12°) на выходе.Для этой цели пригодна также спроектированная ОКБ «Элек-
| ропечь» двухкамерная моечная машина типа ОКБ-290. Эта моеч¬
ная машина позволяет промывать детали от масла горячим содо¬
вым раствором с последующим плавным охлаждением деталей до
температуры водопроводной воды.Во избежание растрескивания желательно, чтобы температура
колец, поступающих в моечную машину, была не более 65—70°.
При закалке с вращающим валковым приспособлением это легко
достигается путем некоторого увеличения длительности вращения
колец. Температура воды в промежуточной камере должна быть
не более 40—45° и в окончательной 10—12°. После этого кольца
должны поступать на отпуск. При нижнем пределе допустимой
твердости HRC 61 отпуск, как уже указывалось, должен быть
155—160° для стали ШХ15 и 165—170° для стали ШХ15СГ. При
нижнем пределе твердости HRC 60 соответственно 170—175° для
стали ШХ15 и 180—185° для стали ШХ15СГ.Для второго режима, указанного в табл. 70, за такой моечной
машиной следует установить добавочный охладитель.В массовом производстве прецизионных подшипников должны
быть использованы холодильные машины, позволяющие поддержи¬
вать температуру до минус 25—30°.1ГПЗ разработал непрерывный закалочно-отпускной агрегат,
включающий конвейерную холодильную установку (фиг. 285, см.
вклейку). Агрегат состоит из закалочной печи 1, масляного зака¬
лочного бака 2, с конвейером 3, моечной машины 4, холодильной
камеры 5 и отпускной печи 6.Холодильная компрессорная установка обеспечивает получение
температур ниже 0° вследствие адиабатического расширения сжа¬
того фреона. Кольца, попадая в холодильную установку, падают на
конвейер, расположенный в нижней части установки и, проходя по
нему в течение 90 мин, охлаждаются до —10, —20° воздухом,
продуваемым четырьмя вентиляторами мимо труб, по которым цир¬
кулирует охлаждаемый фреон. После охлаждения кольца отпуска¬
ются. Точные изделия должны быть подвергнуты затем предва¬
рительному шлифованию и длительному тепловому старению.Холодильная установка пригодна для более массивных колец
из стали ШХ15СГ, для которых, как, например, внутренних колец
железнодорожных подшипников, количество остаточного аустенита
должно быть строго регламентировано.У изделий, которые подвергаются более высокому отпуску
(225—250°), практическая стабилизация структуры и размеров
достигается в процессе отпуска и, следовательно, надобность в глу¬
боком охлаждении отпадает.
ГЛАВА XIТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ШТАМПОВ, ИНСТРУМЕНТАИ ДРУГИХ ИЗДЕЛИЙХромоуглеродистые стали, применяемые для изготовления ин¬
струментов и перечисленные в табл. 4 и 5, представляют собой
улучшенные по сравнению с углеродистой низколегированные ин¬
струментальные стали. За счет легирования углеродистой инстру¬
ментальной стали хромом, марганцем, кремнием и частично воль¬
фрамом, каждым в отдельности, или, чаще комбинацией их, в этих
сталях достигается большая прочность, износоустойчивость, боль¬
шая прокаливаемость и закаливаемость. По сравнению с углеро¬
дистыми эти стали меньше ^склонны к перегреву и обладают боль¬
шей стойкостью против отпуска. Возможность применять для них
более мягкую закалку (в масле), чем для углеродистых (в воде),
с получением той же прокаливаемости позволяет избежать многих
технологических затруднений и брака (коробления, трещин и т. д.).В связи с этим, как уже указывалось, из хромоуглеродистой
стали изготовляется большое количество инструмента, штампов,
приспособлений и деталей машин, работающих в условиях истира¬
ния. На подшипниковых заводах, где хромистая сталь ШХ15 (X)
является отходом основного производства, она с успехом применя¬
ется после соответствующей термической обработки как высокока¬
чественная конструкционная сталь.Качество инструментов и детален машин всей этой огромной
номенклатуры определяется тем же комплексом процессов горячей,
обработки (обработка давлением, отжиг, закалка и отпуск), что
и деталей подшипников. Поэтому описанные ранее режимы обра¬
ботки давлением, создающие оптимальную микро- и макрострук-
туру, нормализация и отжиг, создающие оптимальную исходную
перед закалкой структуру, и, наконец, закалка и отпуск, создаю¬
щие структуру закаленной стали, полностью относятся к инстру¬
ментам и должны быть положены в основу правильного технологи¬
ческого процесса их горячей обработки.В частности, был подробно описан режим термической обработ¬
ки наиболее распространенной стали марки ШХ15, совпадающей
по составу с маркой X для инструментов. Так же подробно была326
|i;i<смотрена роль исходной структуры при назначении рациональ-
•I*»го режима закалки. Значение исходной структуры сохраняется
и для всех других инструментальных хромистых сталей, так как
и :1десь качество закаленного изделия определяется концентрацией
нн рдого раствора, величиной зерна и т. д.; последние же, в свою
очередь, зависят от исходной структуры. Растворение карбидов
определяет начало интенсивного роста зерна и, следовательно, гра¬
ницу температур нагрева для закалки.С учетом того, что основы закалки и отпуска сталей для ин-
прумента были разработаны выше на примере стали X (ШХ15)
л других хромоуглеродистых сталей, ниже будут лишь кратко из¬
ложены некоторые общие вопросы, касающиеся описываемой здесь
группы инструментальных сталей (область закалочных темпера¬
тур, прокаливаемость, область мартенситного превращения, осно-
|*|.1 ступенчатой закалки и т. д.), и конкретные режимы термичес¬
кой обработки применительно к отдельным группам инструмента
и других изделий.1. ОБЩИЕ ВОПРОСЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ХРОМОУГЛЕРО¬
ДИСТЫХ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙТемпература закалки. Стали ХГС, X, ХГ сохраняют мел¬
кое зерно (балл 8) при нагреве лишь до 830—840°, сталь 9ХС — до
НГ)0—860°. Нагрев сталей X, ХГ и особенно ХГС до 850—860° и ста¬
ли 9ХС до 870—875° приводит к росту зерна (до 6 баллов) и обра¬
зованию игольчатого мартенсита. При нагреве еще на 10—20° полу¬
чаем более крупное зерно (балл 5) и явно выраженный перегрев
и изломе.В связи с этим оптимальными температурами закалки надо
считать приведенные в табл. 71.Таблица 71Марка сталиОптимальная тем¬
пература закалки
в °СМарка сталиОптимальная тем¬
пература закалки
и °СX, ШХ15 ....835—845ХВГ	825—810Х09, ШХ9, ХГС825—835ХГ 	835—8-15Х05, ШХ6 . . .815—8309ХС	850—8(30С ростом температуры закалки выше оптимальной растет .черно
п стали и параллельно снижаются механические свойства. Л пип.
в изделиях большого сечения, чтобы получить необходимую Про
каливаемость, температура закалки увеличивается на К) 1Г>" про
г ив оптимальной. При высокочастотном нагреве оптимллми.и'
температуры закалки сдвигаются в сторону бол;че высоких і ом 11«*
ратур. Этот сдвиг, а следовательно, и температуры иікллки, иг ни
ЛЯЮТСЯ ПОСТОЯННЫМИ И будут тем больше, чем Г'ОЛЫНе скоро) II,
пагрева. В качестве примера на фиг. 28(і приводим, по дмпнымГІ87
И. Н. Кидина [96], изменение поверхностной твердости в зависимос¬
ти от температуры закалки стали ХВГ при различных скоростях
нагрева.На фиг. 287 приводится такая же зависимость для стали 9ХС.
Максимум твердости, отражающий в данном случае оптимальную
температуру нагрева, сдвигается в сторону более высоких темпе*
ратур с ростом скорости нагрева.Если задаться постоянной температурой нагрева, то результат
будет зависеть от скорости нагрева. Низкие температуры закалки,
оптимальные при обычном нагреве, оказываются совершенно недо¬
статочными при быстром высококачественном нагреве вследствиеHRC66-о§ 62
'ta
&£ 5854,700°/се к*400у200^50HRI68I 64Ш 6056,700 Усек/секf/i \ч \400'400k50\Температура закалкиФиг, 286. Изменение поверхностной
твердости стали ХВГ в зависимости от
температуры закалки при разных
скоростях нагрева.800 900 1000 1100 1200 °С
Температура закалкиФиг. 287. Изменение поверхностной
твердости стали 9ХС в зависимости от
температуры закалки при разных
скоростях нагрева.недостаточного насыщения твердого раствора углеродом и легирую¬
щими элементами. Наоборот, применение высоких температур воз¬
можно только при быстром нагреве, когда твердый раствор доста¬
точно насыщен, а зерно не успевает вырасти, т. е. здесь парамет¬
ры закалки — температура и скорость нагрева — взаимно зависимы
друг от друга и должны назначаться одновременно и во взаимной
связи [96].Так, И. Н. Кидин рекомендует для стали 9ХС -и ШХ9 нагрев до
920—1000° со скоростью 600° сек, для стали ХВГ нагрев с той
скоростью до 870—950° и для стали ШХ15 940—1040°. Этот режим
дает наилучшую структуру (скрытокристаллический мартенсит)
и наиболее высокую твердость (HRC 67). При скорости нагрева
200° сек оптимальными будут температуры 880—930° для ста¬
ли 9ХС и 860—910°для стали ХВГ.Практически очень удобно пользоваться диаграммами допусти¬
мых температур нагрева при высокочастотной закалке. На
фиг. 288 приведена такая диаграмма, построенная для стали 9XG
А. П. Гуляевым и В. В. Куколевым [Г;9] и на фиг. 289 — для ста¬
ли ХВГ И. Н. Кидиным [120]. Средняя, незаштрихованная об¬
ласть— Допустимые температуры закалки для скоростей нагрева,
указанных на оси абцисс.328
Режим отпуска инструментальных хромоуглеродистых
сталей должен учитывать закономерности, рассмотренные для ста¬
ли ШХ15. Разница заключается в устойчивости той или иной стали
против отпуска, что определяется степенью ее легиронанности.Оптимальные температуры отпуска, обеспечивающие сохране¬
ние высокой твердости и относительно высокой прочности н плас¬
тичности лежат в пределах первой стадии отпуска по Курдюмову,
в течение которой происходит выделение из мартенсита чрезвычай¬
но мелких равномерно распределен¬
ных карбидных частиц, лежащих
внутри участков обедненного твер¬
дого раствора, и начальная стадия
их роста. Этот процесс идет парал-°С119053*§ 1110
*сз 1030
%I 950
§■| 870
&790Область перегрева.150 250 350 град/сек
Скорость нагревауШІ/іасіпь піі/)гґіі»Лч''	* и'норма/іьно»і>
маврі/йу//udnOLChn, ні іЬп'ііґАіім,.»<І'ї/м	• • - ■ і	1/,,114 NWf/htii/ri'hФиг. 288. Область допустимых зака¬
лочных температур при высокочастот¬
ном нагреве стали 9ХС.200Скорость ниершФиг. 289. Області. д<ніv«' іимі.і •> i.n ілочных темпгрнгур при 	с		 И>|ном liarpiiu’ і’ tit .і и ЧИЇлельно со снятием остаточных напряжений, что пионе гіни'пПі ins* і
возрастанию вязкости.Для описываемых здесь инструментальных cm n il ннчн nil
тимальными температурами отпуска являются: МИ) ІМІІ і ш
хромистых сталей X, Х05, Х09; 180—200° для хроможиьфрнчины'
и хромомарганцовистых сталей ХВГ, ХГ, XI < 1; 20(1 ' 'II i in
хромокремнистой стали 9ХС.С дальнейшим возрастанием температуры отпуска ю ' 'п гм
сталей X, Х05, Х09, до 240° для сталей ХВГ, ХГ, ХГ(, и щ Ж0 і іч
стали 9ХС, наряду со снижением твердости, начинаем и ии н иш
вязкости, которое достигает наибольших значений при * *і» чиїИнтервал температур, прилегающий к зоне поіиаіііппіиІІ и
КОСТИ, не следует применять ДЛЯ отпуска инструмент!!, •»'" Ilpll
нимающих динамические нагрузки. В этом случае, iuin vtoiii.im i
лось выше, следует применять более высокие гемнерм I s 11!.1, IIМ П!
ная с 270—280°, что возможно там, где твердості, можеі m.i 11 <...
лее низкой.Твердость инструментальных сталей в зависимое і и ш и пир t
туры отпуска приведена в табл. 72.Конкретные режимы отпуска для отдельных индии IIin l|*s МіЩ
та будут приведены ниже, при их более подробном 111111« мини4ШІ
Таблица 72Темпера¬
тура от¬
пуска в °СМарка сталиX09XX05хг9ХВГХВГ9ХСТ вердость150—20062—5763—5964—6164—6163—6063—6164—61200—30057—5059—5461—5561—5760—5761—5861—56300—40050—4454—4855—5057—5157—5258—5156—51Прокаливаемость инструментальных хромоуглеродистых
сталей, как было показано в последние годы, имеет важное значе¬
ние для многих инструментов [121]. При
этом необходимо уметь довольно тонко
регулировать прокаливаемость изделий,
чтобы, с одной стороны, не закаливать их
насквозь, что повышает их чувствитель¬
ность к образованию трещин и уменьша¬
ет запас вязкости, и, с другой стороны,
обеспечивать минимально необходимый
закаленный слой, без чего нельзя гаран¬
тировать необходимую стойкость инстру¬
мента.Прокаливаемость инструментальных
сталей, так же как и сталей других на¬
значений, колеблется в широких преде¬
лах для одной и той же марки. ПоэтомуЯсттиетУшх&м прокаливаемость стали данной маркиторца	можно характеризовать полосой, состав-^ 0пГ1 „	ленной по результатам определенияФиг. 290. Полосы прокали-	*ваемости стали 9ХС и ХВГ. прокаливаемости большого количестваплавок.На фиг. 290 приведены полосы прокаливаемости стали 9ХС
(16 плавок) и ХВГ (16 плавок) [121]. Кривые показывают, что осо¬
бенно широкая полоса прокаливаемости свойственна стали ХВГ.В работе [121] приведены также многочисленные данные о про¬
каливаемости ряда инструментальных сталей. На фиг. 291 показа¬
на, по данным той же работы, прокаливаемость сталей 9ХС, ХВГ
и X, закаленных с температур, близких к оптимальным, в масле и
селитре (49% КИ03 + 49% ЫаМ02 + 2% воды), нагретой до 160—
170°. Графики показывают, что охлаждение в горячих средах (се¬
литре), создающее во многих случаях такую же твердость на по¬
верхности, как и охлаждение в масле, резко уменьшает прокалива¬
емость. Лишь для тонких образцов это различие стирается, и про¬
каливаемость стали при охлаждении в масле и горячих средах
становится почти одинаковой. Следует иметь в виду, что прокали¬
ваемость в различных горячих средах также различна. Например,
расплавленные соли и щелочи обеспечивают заметно большую про¬
каливаемость, если в них добавлено 2—3% воды (фиг. 292).330
Изотермическое превращение. Устойчивость аусте-
пптэ при охлаждении, которая определяет прокаливаемость стали,
п хромоуглеродистых сталях, применяемых для инструмента, зна-
"птельно больше, чем у углеродистых сталей с тем же содержанием
углерода. На фиг. 293 приведена С-образная диаграмма изотерми¬
ческого превращения стали 9ХВГ [34]. Для стали ХВГ С-кривая еще
несколько больше сдвинута вправо. Превращение в зоне минималь¬
ной устойчивости, т. е. у изгиба С-кривой, начинается через 15—•Расстояние от центра Расстояние от центра Расстояние от центра
а)	6)	в)Фиг. 291. Графики прокаливаемости стали в зависимости от условий охлаждения
для образцов диаметром 30, 40 и 50 мм:.а — сталь 9ХС, закалка от 875°; 6 — сталь ХВГ, закалка от 840°; в — сталь X, закалкаот 850°.17 сек. В то же время у углеродистой стали с 1% углерода превра¬
щение в зоне минимальной устойчивости наступает за время менее
1 сек. Превращение аустенита стали ХВГ при 200° начинается
только через 25 мин, что делает эту сталь удобной для применения
ступенчатой закалки. Еще более пригодна для ступенчатой закал¬
ки сталь 9ХС, диаграмма изотермического превращения которой
приведена на фиг. 294. При 250° превращение начинается через 12—
13 мин и протекает очень медленно. В течение первых 10 мин рас¬
падается лишь 5% аустенита. При 200° превращение протекает
еще более медленно; за час распадается лишь 20% аустенита.Диаграммы изотермического превращения стали Х(ШХ15) бы¬
ли приведены на фиг. 145 и 146.Мартенсит ное превращение наиболее подробно изуче¬
но для стали X (ШХ15). Поскольку температура начала и конца
мартенситного превращения описываемых здесь сталей зависит от
концентрации твердого раствора, т. е., следовательно, от темпера-331
ВремяФиг. 294. Диаграмма изотер¬
мического превращения аус
тенита в стали 9ХСФиг. 295. Маотенсит-
ная диагрямма
стали Х(ШХ15).56■О^ 52Чз*-4420 10 Омм 10 П
Расстояние
от центра.ЮО
чО1 2 1*610 20 М 60 24 6 10 Ь5 6014 6 1020*560
сен	мин	</Фиг. 293. С-образная кривая для
стали 9ХВГ.Фиг. 292. Прокаливае-
мость стали 9ХС при ох¬
лаждении в селитре в за¬
висимости от содержания
в последней воды; закал¬
ка с 875°, температура се¬
литры 170°:1 — селитра с добавкой
2—3% воды; 2—селитра без
добавки воды.-200800 900 °С
Температура заколки332
|уры закалки, необходимо знать мартенситные точки при разных
Iсмпературах нагрева. Такое более полное определение мартенсит-
пых точек сделано для стали X (ШХ15) А. П. Гуляевым, И. В. Куз¬
нецовым и Т. Л. Тихонравовой (фиг. 295) [122].Для большинства хромоуглеродистых сталей мартенситные
точки определены при нагреве до сотояния однородного твердого
раствора. В табл. 73 приведены температуры начала и конца мар-
тенситиого превращения этих сталей по данным В. Воробьева [70]
п А. Рахштадта и Б. Шадхина [79]. Там же для сравнения указа¬
ны точки Мн. и Мк для углеродистых сталей.Таблица 73Марка сталиТемпература в °СМарка сталиТемпература в °Сначала мар-
тенситного
превраще¬
ния мнокончания
мартенситно-
го превра¬
щения Мкначала мар-
тенситного
превраще¬
ния Мнокончания
мартенситно-
го превраще¬
ния мкУ9 . . . .230—210—559Х . . . .220—180—70УЮ ...210—175—609ХС . . .210—185—80У12 ...175—160—70ШХ15 . .180—145—90X . . . .175—145—90ХВГ . . .155—120— 110Х05150—140—95ХГ . . . .120—100— 120Х09 ...175—150—85Ступенчатая закалка. Применение ступенчатой закалки
для штампов, режущего инструмента, калибров и т. д. весьма целе¬
сообразно. Общеизвестные преимущества ступенчатой закалки
(повышение вязкости, минимальная деформация и т. д.) очень бла¬
гоприятно сказываются на стойкости инструмента и избавляют от
ряда производственных трудностей. Сочетание ступенчатой закалки
в солях с нагревом в соляных ваннах позволяет получать инстру¬
мент чистым и отказаться от весьма нежелательной пескоструйной
обработки..Для инструмента, штампов и других изделий, изготовляемых из
стали X (ШХ15) с высокой твердостью, можно пользоваться режи¬
мами ступенчатой закалки, приведенными в табл. 74.Таблица 74Толщина изде¬
лий из стали
X (ШХ15) в ммТемпературабез предвари¬
тельной норма¬
лизациинагрева в °Сс предваритель¬
ной нормализа¬
циейТемператур;.!
изотермической
ванны и °СВыдержка
» изотермической
ванне в мин3835820170—190До 0,56840825150—1600,5—112845830130—1401—1,515850835110—1301,5—2,0333
Для тех инструментов и деталей машин из стали X (111X15), ог
которых требуется несколько меньшая твердость, возможно повы¬
шение температуры ступени до 200° (см. табл. 54). Для изделий
сложных конфигураций, у которых твердость может быть снижена
до Ш^С 50—55, применяется ступенчатая закалка с более длитель¬
ной выдержкой при температуре несколько выше мартенситной
точки, т. е. 220—230°. В этом случае в первые 12— 15 мин превраще¬
ние аустенита не начинается. Твердость после закалки получается
НЦС 58—60. Последующие 10 мин выдержки дадут снижение твер¬
дости на 5—6 единиц за счет превращения аустенита. Коробление
и остаточные напряжения после такой закалки минимальны.Наибольшие возможности применения ступенчатой закалки из
других инструментальных сталей, как уже указывалось, имеют
стали ХВГ, ХГС и 9ХС (см. фиг. 293 и 294).Режим ступенчатой закалки стали ХВГ приведен в табл. 75.Таблица 75Толщина изделия
из стали ХВГ в ммТемператнагреваура в °СступениВыдержка на сту¬
пени в мин3830200—2200,5—1,06835180—2001,0—1,512840160—1701,5—2,515840140—1502,0—3,020845120—1303,0—3,5Ступенчатая закалка стали 9ХС производится при 160—200° с вы¬
держкой в зависимости от толщины изделия от 1 до 6 мин. Инстру¬
мент из стали ХГ и ХГС успешно закаливается в горячих средах
при температуре ступени 130—170°. Поскольку устойчивость пере¬
охлажденного аустенита у стали ХГС значительна и почти не усту¬
пает стали 9ХС [88], ступенчатой закалке можно подвергать более
массивные изделия из этой стали, чем из стали X (ШХ15).Высокая твердость (НЯС > 60) при ступенчатой закалке этих
сталей может быть получена в сечениях, не превышающих: для
стали 9ХС 30—35 мм, для стали ХГ, ХГС, ХВГ 25—30 мм, для стали
X (ШХ15) 15—16 мм.При закалке в горячих средах изделий более массивных сечений
получается более низкая твердость, особенно в сердцевинных частях
изделия. Падение твердости от периферии к сердцевине в этом слу¬
чае идет быстрее, чем при закалке в масле (см. фиг. 291). Лишь
добавление воды к закаливающим жидкостям (селитра, щелочи),
усиливая закаливающую способность горячих сред, позволяет за¬
метно увеличить глубину прокалки более массивных образцов (см.
фиг. 292) [121].Выдержки в закалочной ванне при ступенчатой закалке во всех
случаях выбираются кратковременными и, исходя из размера
(толщины) изделия и предъявляемых к нему требований, колеб¬
лются в пределах 0,5—15 мин.334
^ мкВозможность увеличения выдержки определяется заданной
твердостью. В тех случаях, когда не требуется очень высокая твер¬
дость, выдержку следует увеличивать, так как при этом увеличива¬
ется прочность и одновременно несколько возрастает вязкость
(фиг. 296) [88]. Изменение размеров при этом уменьшается.При ступенчатой закалке
инструмента и штампов поль.
зуются тяжелыми трудновос-
пламеняющимися маслами
(компрессорное, турбинное, ви¬
скозин, вапор и др.). В на¬
стоящее время с успехом при¬
меняют, особенно для светлой
:<акалки, соляные ванны (се¬
литры, щелочи). При более
низких температурах, применя¬
емых для закалки на высокую
твердость, к этим средам
добавляют воду. В табл. 76
приведены закалочные среды,
позволяющие получить высо¬
кую твердость при ступенчатой
закалке [85].Все эти среды обеспечивают
получение светлой поверхнос¬
ти. Ванна из смеси калиевой
и натриевой селитры требует
периодического пополнения во¬
дой, которая снижает темпера¬
туру плавления смеси со 135
до 105—110°. Вода добавляется при температуре ванны, не
превышающей 160—170°. Ванна из смеси 75 % едкого натра
с водой длительное время остается стабильной и не загустевает.Таблица 765 10 15 20 25 30 60-
Продолжительность выдержки,минФиг. 296. Изменение механических
свойств стали по мере изотермической
выдержки.ОхлаждающаясредаТемпература
охлаждающей
среды °СВыдержка
при этой
температуре
в минТ вердость
после
закалки**
ИКСМасло компрессорное	65°/0 КОН + 35°/0 №ОН + 6°/0 Н20* .
55% КЫО3 + 450/0 ЫаЫ02 + 2% Н20*
75% ЫаОН + 25% Н20	* Содержание воды дано здесь в процента
понентов смеси.** Сталь ХВГ.160160160110х к суммарному34—536/ содержанию о61—6362—65
62—64
64—66стальных ком-После изотермической ступени изделие следует охладить до ком¬
натной температуры на спокойном воздухе или в струе воздуха.
Фиг. 297. Общий вид механизированной соляной панны.і8 Подогрев	Нагрев	ОхлаждениеФиг. 298. Конвейерный агрегат для Закалки инструмента.336
IV «кое охлаждение (например, в воде) может вызвать растрески¬
вание.Для осуществления ступенчатой закалки в настоящее время
применяются механизированные соляные ванны для нагрева и
о\. 1аждения. На фиг. 297 показана механизированная соляная
илпна для закалки инструмента при крупносерийном масштабе
производства.На фиг. 298 схематически показан конвейерный агрегат для1.1 калки различных изделий, позволяющий изменять режим терми¬
ческой обработки в широких пределах [86]. Агрегат состоит из ванн
для подогрева, нагрева и охлаждения изделий. Перемещение изде¬
лии в ваннах производится горизонтальными конвейерами 1, 2 и 3,
каждый из которых имеет свой привод и вариатор скоростей, позво¬
ляющий изменять скорость движения и, следовательно, выдержку
и различных ваннах агрегата. Передача изделий из ванны в ванну
производится вертикальными передающими конвейерами 4, 5, 6, 7,
которые также имеют независимые приводы. Когда изделия прихо-
дят к концу горизонтального конвейера той или другой ванны, авто¬
матически включается вертикальный конвейер, перебрасывающийI	адку в соседнюю ванну. Таким образом, весь цикл нагрева, охлаж¬
дения и дальнейших операций (промывка, обработка холодом и
г. д.) совершается автоматически.V. ТЕХНОЛОГИЯ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ШТАМПОВ, ИНСТРУМЕНТАИ ДРУГИХ ИЗДЕЛИЙШтамповый инструмент (для холодной штамповки)В производстве встречаются две основные группы штампового
инструмента:а)	штампы для статической нагрузки на гидравлических, экс¬
центриковых и других прессах (вырубные, вытяжные, гибочные,
обрезные матрицы и пуансоны);б)	штампы для ударной нагрузки на быстроходных и высадоч¬
ных прессах.Технологический процесс для штампов первой группы, изготов¬
ленных из стали X (ШХ15), а также накатных плашек приведен
и табл. 77.Все тонкие и длинные пуансоны, а также другие инструменты
(матрицы и др), имеющие тонкую опорную часть, подвергаются
дополнительному местному отпуску опорной нерабочей стороны
н енинцовой или селитровой ванне при 480—500° в течение 2—10 мин
| охлаждением в воде или масле. Твердость отпущенной нерабочей
ч.чети должна быть #/?С 40—45.Накатные плашки в целях предохранения от обезуглерожива¬
ния предпочтительнее нагревать в соляных ваннах по режиму: по¬
ло! рев 700—750° длительностью 15—20 мин и нагрев во второй11'.’	337
Г-N.ö3*oз>»снOя
. * '
3 £ '
СО —:
rtьО
ге о
&■vНсо*Чсо5йсо00■1)¥ <иг; Я
Xоя**&§'CQXX2оя001нсСигаюясмСОа>»нcoCJ0.02 в
с350)нЯсоаО**>ьс.ооОлнчо;аНя со
с; х
Он5 *я	*
а> _
н яU	:оа *
8 *
2х
соЛ s	ÜSа	<и ^со«	2X 3яXа>4
соСП —SXнЭяа я
Z
>»
О,ния5100
~ соо00оа>с;и22СОО8Iо■чГоооКСО . 		= Ьо
o-ft оО —^5
2 '—’« -3 Яос*осоооюо•ч*осмою<мооооооа>3 3= а- (U	-2о 3	х3 я	°Я Г?	CJЯ го	—\0 0J	*>, CU	W
O.'g3 °	-
CQтГICMпСОоГ--8.аГ Я
« Я
иCQо оо
см —10 00о оЮ t-~
f~- 00о о
о ю
t"> 00I смо3якс;оUs нСО
й 2
Л5 *	J£ *	5к й	8н 5	я3 Е	я~ я	с<и о	_3 0.-SS'S	"Яо. га	я3 “	°-
CQсм_!1 — 1,5оо00001см|оОю' 1<мсич<иогак'S.оСОЬгаЯ ооО ясмт}" Н11 О-1 гаою я—отГ00ооо00ага 2 оSc*о.ül J32 з*сс ОSrf =_со1со1СО1ООююосо11о1о00о1СО.о1оюсооооTt«со11*о*LO*Роz >*о сОu 3
я• 3*
й О
3 ия о
а ъе
я яNO & -
о w л
о. 3=о й 83я гао•ч*ООIОS3о'XлоН00юююотI§**•*00ю3яоUягая(У3тоао*яа»ГОюоCNСМIоосмсм см см см1111
ю ю ю юо о о оСМ о г- ооTf со см <мI Iо о о о
оо г- сс осо см см смюо+1о0000LO1юоюIюО!*СОё о
^ X§эьJ3CZнCJ<и3Xая'Sл
я
_ о
0.0
с s
о га
о.CD0>г?4«=3 1CJо \таCZ ОS2020CQ wга=	24ßS i.1	sо	с
смооLOооI001оосоп*0000С73к S
ra°i _
я cJ о
С. Я ой -э*«'ч-'со J5 s
Союоооюююою <II ui сАI LQ Ю1111г- о =;у е; 41я ^ н
s - га
к
яX«=:
га
н
3я
XIIа>евлс;онгаиО2ояосаи а= S>-. я
о. яо.ctсмоОСсмISСЧОо•яCZX£оSсс00LOюS30)3Xна338Вытяжные матрицы отпускаются на твердость HRC 59—62.Калибровочные матрицы отпускаются на твердость HRC 60—62 при 150—160° в течение 3
Здесь указан диаметр рабочей части; в нерабочей части пуансоны утолщены.
панне до 860—870° в течение 10—15 мин\ охлаждение в керосине;
отпуск 220—250° в течение 2—3 ч.Для штампов, приспособлений, режущих инструментов, изготов¬
ляемых из других хромоуглеродистых сталей, применяют темпера¬
туры нагрева для закалки и отпуска, указанные в табл. 78.Таблица 78Марки сталиТемпература наг¬
рева для закалкив °СТемпература отпуска в °С при закалке в масле
до твердости НЯС]60-6255—6050—55_ ... ИХ09, ШХ9
ШХ6, Х05
ХВГ
ХГ
9ХС825—835
815—830
825—845
835—845
845—865160—170150—170170—200170—200220—250190—250180—240230—280200—250260—320250—320250—300‘280—360260—340330—400На фиг. 299 приведена газовая печь для закалки штампов, ин¬
струмента и др., а на фиг. 300 электрическая камерная печь, улуч¬
шенной конструкции.Фиг. 299. Газовая камерная печь для закалки штампов и инструмента.Инструмент сложной формы и большого размера желательно-
перед окончательным нагревом подогреть при 350—450'. Все острые
углы, выточки, отверстия необходимо обвязать или забить асбес¬
том, промазанным огнеупорной глиной. При нагреве в соляных ван¬
нах’ крупные изделия следует подогревать на крышке ванны до
100—200° для предохранения от налипания соли. Охлаждение слож¬
ного по форме инструмента нужно производить в горячей среде
(температуру и выдержки на ступени см. а габл. 74 и 75).22*	33$Л/70II
<10оcüГОH■скГОсооerос_	*оН	=в	IS	га=г	а*	"г	о. .>>	L. *О.	га оH	= Q.U	, О)£	1 Sо	6*»у*	М*Ä	го• » 25»я	2S(ЬэГГо
га =
* S, §1
>1 ЯІ5, IIс <и5 1 г<L> <*5 It= ..Кга£ а»S sä.Ä и“OlSяn:^ aj
«4ГО R
* ro
О s3-	*S	^2	û.a	5CL	=a»ÜTOs
03
ЬСо<L»tr
S
CLS KS Кë *
J5 *m «O >4о *СО Оь 1S О*е сгоыÛ.J4Ü
Изделия, которые должны закаливаться с минимальным изме¬
нением размеров, необходимо изготовлять из заготовок, прошедших
предварительную термическую обработку (режим предварительной
обработки см. в табл. 65). Окончательная закалка при этом про¬
изводится при температурах на 10—15° ниже нормальной.В штампах для ударной нагрузки требуется сочетать высокую
твердость рабочих поверхностей с большой общей вязкостью ин¬
струмента. Для этого заготовки, из которых изготовляются штам¬
пы, должны быть тщательно прокованы. Волокна в металле должны
быть расположены так, чтобы силы удара не совпадали с направ¬
лением волокон, а были перпендикулярны им.С этой целью цилиндрические заготовки, предназначенные для
штампов, предварительно проковываются так, чтобы выход волокон
и место основания цилиндра был перенесен на боковую поверхность
(фиг. 35). Ковка ведется с одного нагрева в интервале температур
1050—850°.Далее, как было показано в главе VI, необходимое сочетание
свойств лучше всего получается при исходной структуре однород¬
ного мелкозернистого перлита. Эта исходная структура достигается
нормализацией при 900° (для сталей X, ШХ15, Х09) с охлаждением
на воздухе, если диаметр не превышает 70 мм, и в масле для более
массивных заготовок. В последнем случае охлаждение в масле
производится до 200—300° (масло сильно дымит) и затем на
воздухе.Если ковка заканчивается в интервале температур 820—860°, то
нормализацию делать не нужно. При окончании ковки в интервале
850—900° операция нормализации может быть совмещена с пра¬
вильным охлаждением после ковки, т. е. индивидуально на воздухе
при диаметре до 70—75 мм и в масле для более массивных загото¬
вок. В случае, если правильный режим ковки не гарантирован, про¬
ведение нормализации обязательно.После нормализации заготовки отжигаются по нормальному
режиму (нагрев 780—800°, охлаждение со скоростью 25—40°/ч)<Далее могут быть два пути изготовления ударных штампов:
в случае, если штампы массивны, т. е. имеют большой запас проч¬
ности, они могут закаливаться целиком; в остальных случаях обя¬
зательно применение местной закалки.Приводим режим термической обработки матриц и пуансонов
для штамповки роликов и шаров из твердой хромистой стали
(ШХ6, ШХ15).Штампы (диаметр 50—100 мм) укладываются у края пода печи
рабочей частью вниз и по мере прогрева продвигаются в зону на¬
грева до температуры 810°_ю.Общее время нагрева, в зависимости от габаритов, от 2 до 4 ч.,
из которых 60—70% уходит на подогрев и 30—40% — на нагрев
в зоне температуры закалки.Массивные шариковые штампы (d = 100 мм) после нагрева по¬
гружаются в бак с водой, где укладываются на специальный столик341
(фиг. 301, а), к которому подведена струя воды под давлением
2,0—2,5 ат. Это обеспечивает интенсивное охлаждение рабочего
гнезда штампа. По прошествии 55—60 сек штамп вынимают из воды
и переносят в масло, где он охлаждается с интенсивным качанием.Для крупных штампов (диаметром 100 X 85 мм) хорошие ре¬
зультаты дает несквозной нагрев в соляных ваннах.При нагреве в соляных ваннах [97] штампы выдерживают в ван¬
не 25—30 мин, затем погружают в бак с водой на упомянутый вышеУровень 5одыV,-		//////////////////ау*а)Фиг. 301. Местная закалка штампов:а — струйная закалка под водой; б — закалка
струей; в — закалка струей с отводом избытка во¬
ды (стрелкой показано направление движения жид¬
кости).столик и выдерживают на нем под струей воды 40—50 сек. После
охлаждения до 100—150° штамп вынимают из воды и быстро пере¬
носят в бак с маслом, где он сначала интенсивно охлаждается в те¬
чение 1,0—1,5 мин, а затем медленно остывает до полного охлаж¬
дения.Авторы работы [97] указывают, что целесообразно в зимнее
время, когда температура воды снижается до 8—10°, уменьшить
давление воды до 1,3 вместо 2,0 ат и сократить на 5—6 сек вы¬
держку в баке под струей воды.В более мелких штампах для шаров и в матрицах для роликов
производится местная закалка рабочего гнезда. Для этого штампы
после нагрева в печи или, что предпочтительнее, в ванне, переносят
312
ги.i аппараты для охлаждения струей воды (фиг. 301, в и в), уста¬
новленные над водяным баком. После охлаждения до 100 — 150°
(иода кипит) штампы переносят для дальнейшего охлаждения вM.KVIO.Отверстие чашки аппарата, которое определяет величину зака¬
ленной зоны, должно быть на 6—10 мм больше диаметра рабочего
гнезда матрицы, чтобы закаленная зона А была в заданных преде¬
лах. Оптимальное распределение закаленной зоны показано на
фиг. 302.Величина закаленной полосы А у рабочего гнезда должна быть:5—6	мм при диаметре штампа	50 мм6—7	» »8—9	» »9—12	» *После закалки штам¬
пы подвергаются отпуску
и масле при 170—180°
в течение 3—4 ч (для
штампов	диаметром50 мм) и 6—7 ч (для
штампов	диаметром100 мм).Твердость рабочего
гнезда после отпуска
HRC 59—61 у штампов
для роликов и шаров, HRC 60—62 у штампов для мелких шаров
(до Vie"). Штампы для штамповки крупных роликов отпускаюк я
при 250—280° до твердости HRC 55—58.После шлифования все матрицы и пуансоны подвергают торим
ному отпуску при 150—160° в течение 3—4 ч для снятия внутренних
напряжений, возникших при шлифовании.От сложных штампов и их деталей часто требуется п>ч«ч;шие
очень высокой динамической прочности и твердости. Одновременно
выдвигаются и другие требования: отсутствие коробления, мини
мальное изменение размеров и т. д. Комплекс этих свойств може1
быть получен путем специальной термической обработки, Кроме
высокочастотной закалки, подробное описание которой :i/ieci, in*
приводится, в этих случаях часто пользуются ступенчатой (iitorep-
мической) закалкой, а также цементацией штампов.Ступенчатая или изотермическая закалка штампов л»ч ко (»суще
ствляется, если твердость их может быть снпжени до HRC
56—58. Еще больше расширяется возможность применении ступен¬
чатой закалки, если штампы изготовлены из более легнроипиних
сталей (ХГС, ХВГ, 9ХС и др.). Температуры ступени и продолжи
тельности выдержки на ступени были описаны в предыдущем р;н
деле настоящей главы. Нагрев под закалку при ступенчатой или
изотермической закалке производится до верхних пределом гемне
ратур, указанных в табл. 78. Подробный режим inorcpMii'iet кои'ЛУЛ60
7 Г.»
»100 »7.г>Фуг. 302. Правильное распределение микн
ленной зоны в штампах для закалки ширей
и роликов.\
закалки стали X (ШХ15) описан в главе VIII. Изотермическую
закалку применяют в тех случаях, когда требуется получить особые
свойства, в частности максимальную ударную вязкость. Режим
такой закалки приведен в табл. 56.Цементация штампов, изготовленных из стали ШХ15,
преследует цель восстановить обезуглероженный и обедненный
слой, неизбежно получающийся при закалке нешлифуемых рабочих
полостей, и повысить их износоустойчивость путем развития кар¬
бидной фазы и увеличения концентрации углерода в твердом
растворе. Как показало наблюдение, эти цели достигаются путем
применения обычной цементации в твердом или газообразном
карбюризаторе. При температуре цементации 880—900° содержа¬
ние углерода в поверхностном слое достигает за 10 ч 2,0%, при
925—950° 3,0%, снижаясь по мере удаления от поверхности тем
более круто, чем ниже температура цементации.Особенностью цементации заэвтектоидной стали ШХ15 являет¬
ся наличие в ней при температуре цементации нерастворенных кар¬
бидов. Вследствие этого отложение углерода происходит на поверх¬
ностях уже имеющихся карбидов. После охлаждения структура
цементованного слоя состоит из зернистого перлита, тем более мел¬
кого, чем ниже температура цементации. Лишь при температуре
цементации около 950° и выше, когда карбиды стали ШХ15 почти
все растворяются, при охлаждении с температуры цементации кар¬
биды выпадают в виде сетки по границам зерен или, при быстром
охлаждении — в виде пластин [98].Скорость насыщения углеродом при цементации стали ШХ15
несколько замедлена. При 900° насыщение в активном газовом
карбюризаторе (природный газ, бензол, пиробензол) идет со ско¬
ростью 0,08—0,1 мм)ч (в пределах малых слоев цементации—до
0,8 мм).Как показало исследование, цементация высокоуглеродистых
сталей не вызывает дополнительных внутренних напряжений на
границе цементованного слоя, свойственных цементованным изде¬
лиям из низкоуглеродистых сталей. В связи с этим, несмотря на
высокое содержание углерода, склонность к трещинообразованию
не обнаруживается, хотя пластичность и ударная вязкость цементо¬
ванной стали ШХ15 меньше, чем нецементованной. Зато статиче¬
ская прочность (сопротивление сжатию, разрушающая нагрузка)
у цементованной стали выше. Цементованная сталь, по данным
Б. Я. Башкирова и А. А. Царевой, обладает также значительно
более высокой износоустойчивостью и сопротивлением контактной
усталости.Твердость цементованной стали ШХ15 при отпуске до 200° на
2—3 единицы Роквелла (шкала С) выше, чем нецементированной;
при отпуске на 250° выше на 3—4 единицы.Оптимальной температурой отпуска является: для инструмента,
работающего при статической нагрузке 170—180°, для ударного
инструмента 270—300°.341
В результате такого сочетания свойств стойкость штампов для
обычных эксцентриковых прессов повышается после цементации на
10—60% и-штампов для высадочных прессов на 20—40%-Могут быть применены следующие карбюризаторы:а)	твердые карбюризаторы состава: 1) бондюжская смесь;
2) 95% березола (20% ВаСОз + 5,0% СаС03 + 75% березового
угля) и 5% соды и т. д.б)	газовые карбюризаторы: 1) природный газ; 2) бензол; 3) пи¬
робензол; 4) 2/3 керосина + 7з масла.Режимы цементации. Нагрев до 900°, выдержка 8 ч,
охлаждение на воздухе до 500—550°, затем в печи или в утеплен¬
ной закрытой коробке. Закалка с 850° в масле. Отпуск для прес¬
совых штампов 170—180° 3 ч, для штампов высадочных прессов
270—300° 2 ч. Слой цементации 0,7—0,8 мм. Твердость HRC
(60—62) в первом случае (прессовые штампы) и HRC 59-60 во вто¬
ром.Приспособления и детали машинИз хромоуглеродистых сталей изготовляются многие детали
машин и приспособления к станкам, от которых требуется высокая
твердость и износоустойчивость. В частности, на подшипниковых
заводах из стали ШХ15 изготовляются корпуса патронов, корпуса
.зажимных кулачков, кулачки, эксцентрики, сухарики, упорные
кольца, штоки, оправки и т. д. Все эти изделия хорошо закалива¬
ются в масле на высокую твердость (HRC 60-65) при относительно
малой деформации. Для этого они нагреваются до 835—845° в газо¬
вых (фиг. 299) или электрических камерных печах (фиг. 300) с вы¬
держкой от 0,5 до 2 ч (в зависимости от сечения и величины пар¬
тии) и охлаждаются в масле.По конструктивным соображениям (запас прочности, статиче¬
ская или динамическая нагрузка, истираемость, твердость и т. д.)
этим изделиям придается самая различная твердость, от HRC
35—40 до HRC 60-62. В соответствии с этим производят отпуск в
сечение 1,5—3 ч при температурах, которые соответствуют задан¬
ным твердостям, руководствуясь при этом графиком на фиг. 303.Некоторые изделия в связи с особенностями их службы подвер¬
гаются дополнительному местному отпуску в свинцовой или соля¬
ной ванне при температурах: 380—420° на твердость HRC 45—50;
180—500°, HRC 40—45; ‘ 500—550°, HRC 35—45; 630—670°, HRC
25—35.В практике машиностроительных заводов в настоящее время
имеется большая номенклатура приспособлений и деталей машин,
закаливаемых после высокочастотного нагрева. Высокочастотный
нагрев особенно ценен в случае, когда нужно осуществить местный
нагрев. Он позволяет избежать коробления длинных приспособле¬
ний и повысить местную твердость остальных деталей. В частности,
известна большая номенклатура приспособлений, режущего ин¬
струмента и деталей штампов, изготовленных из стали 111X15, па-345
греваемых под закалку токами высокой частоты. Таковы валы, но-
жи, штоки, оправки, копиры, зенкеры, развертки, пуансоны и т. д.Многообразие этих изделий требует индивидуальных индукто¬
ров, изготовляемых в соответствии с чертежом изделия, местом за¬
калки и т. д. При этом применяются методы одновременного и по¬
следовательного нагрева.Не имея возможности описать подробно технические особенно¬
сти закалки каждого изделия, отметим, что, за исключением кон¬
струкции индукторов, весь режим
нагрева токами высокой частоты
разных деталей имеет много общего.Нагрев ведется в индукторе, пи¬
таемом, как правило, .от лампового
генератора с частотой 200—300 кгц.
Температура нагрева для стали
ШХ15 920—950°. Охлаждение мас¬
сивных изделий производится при
помощи спрейера 10—15%-ным рас¬
твором эмульсола в воде. Охлажде¬
ние тонких изделий вручную в мас¬
ле. Отпуск 150° в течение 1,5—2 ч.
Твердость HRC 61—64. -Измерительный инструментИз хромоуглеродистых сталей X, ХГ, ХВГ и др. изготовляются
эталоны, пробки и скобы (частично) !, контрольные оправки, стог
лики измерительных приборов и т. д. Режим нагрева этих изделий
для закалки такой же,' как для штампов и приспособлений
(табл. 78); закалка в масле с обязательным охлаждением перед
-отпуском до комнатной температуры. В зависимости от точности
изготовляемого инструмента должно применяться добавочное ох¬
лаждение при минусовых температурах (см. главу X). Отпуск 150°
в течение 1,5—2,5 ч.Массивные калибры (толщина 'стенки >30 мм) нагреваются
в соляных ваннах при 700—750° в течение 15—20 мин и при
850—860° в течение 7—10 мин. Охлаждение в керосине.После грубого шлифования все точные калибры подвергаются
тепловому старению в масляной ванне в течение 24 ч при 120—130°
(для сталей X, Х09 и ХГ) и 140—150° (для стали ХВГ).Для получения более высокой и однородной твердости целесооб¬
разно перед закалкой нормализовать калибры при 880° с охлажде¬
нием на воздухе.Если резьбовые калибры не подвергаются шлифованию, следует
изготовлять их из предварительно термически обработанных заго¬
товок (см. табл. 65) для уменьшения последующей деформации.Температуро отпускаФиг. 303. Г рафик для выбора тем¬
пературы отпуска стали ШХ15.1 Большая часть скоб, как и шаблонов, изготовляется из цементуемой стали.346
Il.il рев готовых калибров в этом случае следует производить в со-
лнпых ваннах, раскисленных бурой или другими раскислителями.Режущий инструментРазвитие скоростного резания ограничивает применение углеро¬
дистых и хромоуглеродистых сталей для режущего инструмента.
/Iишь инструмент (сверла, развертки, фрезы и др.), работающий на
»| ликах с малым числом оборотов или на обработке мягких метал¬
лом, следует изготовлять из сталей 9ХС, ХВГ, ХГ.Наиболее устойчивой против нагрева является сталь 9ХС. Она
легко закаливается в горячих средах и относительно мало дефор¬
мируется. Режим закалки фрез, сверл, разверток и другого анало-
шчного инструмента, изготовленного из этой стали следующий:
л) подогрев до 400—500°; б) нагрев до 840—860°.Выдержка при нагреве зависит от размеров и количества одио-
пременно нагреваемых изделий. В качестве примера приводим
(тбл. 79) рекомендуемые продолжительности нагрева под закалку
концевых фрез, разверток, сверл и метчиков, изготовленных из
стали 9ХС и других хромоуглеродистых сталей (ХГ, ХВГ, ХГС
и др.). [87].Охлаждение изделий производится в селитровой ванне при тем¬
пературе 160—200° (для стали 9ХС) с выдержкой 2—4 мин и даль¬
нейшим охлаждением на воздухе. При нагреве под закалку следует
принимать меры против обезуглероживания или нагревать в соля¬
ных (свинцовых) ваннах. Отпускать следует при 180—220° на твер¬
дость НИС 61—62. Температуры нагрева для закалки и отпуска
инструментов из других сталей приведены в табл. 78.Метчики из стали 9ХС, ХВГ, X следует закаливать с нижнего
предела температур, указанных в табл. 78. Для уменьшения изме¬
нения шага и упрочнения резьбы закалку следует производить в го¬
рячей среде—масле при 120—140° для стали X и селитре при 200°
для стали 9ХС. По тем же причинам желателен поверхностный
нагрев путем кратковременной выдержки в свинцовой ванне или
токами высокой частоты. Нешлифуемые метчики должны изготов¬
ляться из заготовок, прошедших предварительную термическую
обработку (см. табл. 65), обеспечивающую минимальное изменение
шага при окончательной обработке.Плашки следует нагревать в соляных или свинцовых ваннах и
закаливать по тому же режиму, что и метчики. Перемычки должны
быть обвязаны асбестом. Охлаждение производить в клещах, охва¬
тывающих наружную нерабочую поверхность.Подробный режим термической обработки зенкеров, разверток,
торцовых и дисковых фрез, изготовленных из сталей X, ХВГ, 9ХС,
приведен по технологическим картам завода им. Лихачева в книге
10. А. Геллера и В. Бабаева [31].Диски для опиливания шаров изготовляются из стали X (ШХ15)
и ХВГ.347
о:гоаа>С9СОТОС«шТОС2О)а.итоXк2<и&СОо.с; с: х
2 о э-
то я а*	с«2Ох	а)к	хЪ	XО	соо	ссн о«I55
§ §
*1« *
•*• О у •**&я|Н.!з-|ш я •*■а
Ь гзг 5-5X аС*тое;с.0)аиа?2 сТО«воС X«У
§ «
ч *8 *О Ж Xа	ж	л£	"	2«У	*■	41 ж^	Щ	я с51 О-а ш5 ° а ч5 О О-со
° ж и ж
^45
о *о.н х
а) Щ
2 *тоя ®я£?но2Ясоа>о.•еа2ео=1XоО 0)2 с
то
*■§
в XаСОX <у
к X
Ч X
О то
о ао■ьиоР=ЧО* з*_
*> ^ *
2ц*
о то ^
о.а «
в о 5
о с-3X *- 5
е< та
О ха2 *2«ч-гСО11о>1см1со1-20-2511111со10СОою1111100со00соююсо1тсм1со1Ч*ю1ю111111Г'.о1ю1о1о001см111Iосмсосоч*ююсмсмо00юсо1см1о1о100114«1смсм1111Ч*1со100см"Гютсм1-25-321111сою1г>»о1СО10522-26-1111ч*со001смтюоо1-22-261111СОю1Г"о14«соосм1ч*см1111г-_юсмСОсм00оо1т1см1см1со1со1ю11111сост>со00СО105юю1111оо——1смсмсоч-смт001ю1•'Г1со11111осо4“сос:ю1001см1СО781-25ососо111111сосоо1ч*1оо22-26-соСО11111тГсо1ооо11со1Ч11сот001-20-22СОЧ"со105осм9 1 *СОюг»00о00со00смсосмоосмюоюоотсм1см1со1со1ч*ч*ю1ю1со11г-~оюо■'Г1оюо1со11союо1 <смсмсосоч*ч*ююю1о1ст>1001Г"-11соСОю1■ч*•Ч1со1о001союююю1■ч*сососмч<сосо1юоо1осмЧ1сооо822ч*см26ГСКс348При меча ние. Режимы даны для инструмента, изготовленного из стали 9ХС, а также ХГ, ХВГ. ХГС и других хромоуглеродистых
Нагрев под закалку производится в соляных ваннах (25% NaCl
к /Г>% ВаС12 или 65% КС1 и 35% ВаСЬ). Во избежание обезуглеро¬
живания в течение суток добавляется 1—2% буры КДиски подогреваются на крышке ванны до 150—200° и загру¬
жаются в первую ванну с температурой 720—750°, где выдержива-
ннся 10—20 мин, в зависимости от толщины. Затем диски перено¬
си к*я во вторую вану, нагретую до 850—870° для желобных дисков
н t стали ХВГ, до 870—880° для желобных дисков из стали LLIX15,
/io <S30—850° для плоских дисков из стали ШХ15.Время выдержки при изменении толщины от 30 до 50 мм колеб¬
лется в пределах от 4 до 10 мин для стали ХВГ и от 5 до 13 мин
для стали ШХ15.Закалка желобных дисков производится в керосине, плоских
дисков — в воде. Отпуск производится одновременно с очисткой в
кипящем содовом растворе в течение 2—3 ч.После отпуска твердость должна быть не ниже HRC 62 и короб¬
ление не должно превышать установленного допуска.1 Хорошим средством, предохраняющим инструмент от обезуглероживания
яиляется применение неочищенного (желтого) хлористого калия, содержащего
■I -7% сернистых соединений. Он добавляется в ванну в размере 20—25% общего
количества хлористого калия.
ГЛАВА XIIВЫСОКОХРОМИСТЫЕ СТАЛИ И ИХ ТЕРМИЧЕСКАЯОБРАБОТКАХимический составГруппа высокохромистых сталей, как уже было описано в гла¬
ве I (табл. 9), представляет собой стали с содержанием 1,2—2,0 ^
углерода, 11,0—13,0% хрома и небольших количеств молибдена, ва¬
надия, азота и др. Назначение высокохромистых сталей также было
описано в главе I.Кроме сталей марок Х12 и Х12М, предусмотренных стандартом
(см. табл. 9), в настоящее время исследованы и частично нашли
промышленное применение высокохромистые стали, приведенные
в табл. 80, по данным 1ГПЗ, А. П. Гуляева, А. Н. Малинкович и
Ю. А. Геллера, А. П. Гуляева и Е. А. Лебедевой [101] и др. [99]:Таблица 80 ,МаркасталиСостав сталив %•-СгМпБіМаNТіХ12ФХ12ФХ12ФХ12Ф1Х12Ф1Х12Ф1Х12ФЫХ12ТФ1.45—1,701.45—1,701.45—1,701.30—1,501.30—1,50
1,10—1,20
1,10—1,20
1,25—1.45•11.0—12,511.0—12,511.0—12,511.0—12,511.0—12,511.0—12,511.0—12,511.0—12,50,2—0,35
0,'^—0,35
0,2—0,35
0,2—0,35
0,2—0,35
0,2—0,35
0,2—0,35
0,2—0,350,2—0,4
0,2—0,4
0,2—0,4
0,2—0.4
0,2—0,4
0,2—0.4
0,2—0,4
0.2—0.40,15
0,25
0,3—0,4
0.6
0,7—0,8
0,7—0,8
0,7—0,8
0.15—0,300,06-0,12— •0,08—0,12Первые пять сталей представляют собой видоизмененную стан¬
дартную сталь Х12М, в которой молибден заменен ванадием в воз¬
растающем от 0,15 до 0,8% количестве. Такая замена должна ком¬
пенсировать дефицитный молибден, который, находясь в твердом
растворе, повышает его устойчивость при охлаждении, что дает воз¬
можность закаливать сталь в более мягких средах, а также повы¬
шает устойчивость стали против отпуска и ее красностойкость.Азот в стали Х12ФЫ введен в качестве элемента, который дол¬
жен был бы по тем же признакам частично заменить молибден.350
И частности, имелось в виду, что, усложняя строение и состав кар¬
бидной фазы, азот затруднит ее выделение при отпуске и этим по-
иысит красностойкость стали. Считалось, что азот, образуя с желе¬
зом, как и углерод, твердый раствор внедрения, частично заменит
углерод, и поэтому содержание углерода в этих сталях было пони¬
жено. В стали Х12ТФ молибден заменен титаном.Все перечисленные высокохромистые стали (см. табл. 9 и 80)
относятся к группе сталей с ледебуритной структурой. Это выте-\\ос>(Сг,Ге%С\\HCrJFehУт12% С г*+(Сг/е)7С■>	о	Ь-Ш,Сг)3С*-^(сг,Сг}тСХ+(Сг,Ре)уСг+(Ре£г)£(Сг,Ре)7€3+(Ге,Сг)3С^а *(Сг/е)7С3 +(Ре,Сг)3С3 4
% углеродаФиг. 304. Разрез тройной диаграммы состояния железо¬
хромоуглеродистых сплавов для 12% хрома.кает из диаграммы состояния сплавов Ре—Сг—С. На фиг. 304 при¬
веден разрез трийной диаграммы состояния железохромоуглероди¬
стых сплавов, отвечающий содержанию 12,0% хрома. При застыва¬
нии из расплавленного состояния в стали, содержащей 1,5—2,0%
углерода, образуется твердый у-РаствоР и эвтектика (ледебурит).
Сравнение с диаграммой состояния железоуглеродистых сплавов и
сплавов с малым содержанием хрома (см. фиг. 4) показывает неко¬
торое снижение линии ликвидуса и смещение эвтектоидной точки
в сторону меньших содержаний углерода. Область существования
сплавов, застывающих с образованием чистого аустенига, ограни¬
чивается содержанием угперода нр более 0,8% или при 1,5% угле¬
рода— содержанием хрома 6,0—7,0%, т. е. вся линия предельной351
растворимости карбидов в аустените, сдвинута на диаграмме влево,
в сторону малых концентраций углерода.К концу затвердевания сплава с 12,0% хрома и 1,5—2,0% угле¬
рода из аустенита выделяются первичные карбиды, отвечающие
формуле (Сг, Ре)7С3, которые, как уже указывалось, представляют
собой кристаллы типа твердого раствора с преобладанием хрома.
Эти карбиды кристаллизуются в тригональной системе.Дальнейшее охлаждение сплава, состоящего из аустенита и кар¬
бида (Сг, Ре)7С3, приводит к распаду аустенита с образованием
легированного хромом а-феррита и эвтектоида, состоящего из та¬
кого же твердого раствора хрома в железе (легированный феррит)
и карбида цементитного типа (Ре, Сг)3С.Положение эвтектоидной точки при содержании в стали 12,0%
хрома сдвинуто в сторону высокого содержания углерода, дости¬
гающего 2,0%. Температура эвтектоидного превращения А\ повы¬
шена почти до 800°.В результате всех этих превращений к концу охлаждения
рассматриваемая сталь имеет структуру, состоящую из легирован¬
ного хромом феррита, карбида цементитного типа (Ре, Сг)3С и пер¬
вичного карбида (Сг, Ре)7С3.Первая составляющая — а-феррит, легированный хромом, —
•содержит при данном составе стали до 4,5% хрома.Свойства хромового феррита зависят от содержания хрома
в растворе, непрерывно изменяясь по мере его увеличения (по край¬
ней мере в пределах 15—20% хрома).Твердость феррита увеличивается и при содержании1 хро¬
ма 12,0% составляет НВ 115—120. При содержании в растворе
4,5—5,0% хрома, отвечающем ферриту высокохромистой стали,
твердость повышается незначительно (на 15—20 единиц по Бри-
нелю). Прочность хромистого феррита изменяется параллельно
твердости и в пределах 12,0% Сг увеличивается мало; вязкость так¬
же несколько повышается [2].Согласно диаграмме состояния (фиг. 304) при содержании в ста¬
ли 1,5% углерода феррит при нагреве до 795° начинает переходить
в у- состояние. При нагреве до 825° этот переход заканчивается,
и структура нагретой стали состоит из аустенита и большего или
меньшего количества карбидов (Сг Ре)7С3.Тригональный карбид (Сг, Ре)7С3 наиболее устойчив при нагре¬
ве и растворяется в аустените лишь после достижения высокой
температуры (фиг. 304).Как показывает диаграмма состояния, при наличии в спла¬
ве 12,0% хрома и малом содержании углерода из твердого раство¬
ра при охлаждении выпадает карбид типа Сг4С с растворенным
в нем железом (Сг, Ре)4С. Этот карбид кристаллизуется в кубиче¬
ской системе. Он имеет состав, соответствующий формуле Сг23С6.
Предполагается, что вследствие ликвации и наличия обедненных
по углероду участков карбид Сг23Сб присутствует также и в сталях
типа Х12.352
Сложный карбид железа и хрома (Ие, Сг)3С по своему строению
изоморфен цементиту. Растворенный в нем хром не вносит больших
изменений в его поведение при нагреве и охлаждении. Карбид
(Ие, Сг)3С, входящий в состав эвтектоида, растворяется в аусте-
иите при нагреве до 795—800е'.Количество карбидов в отожженных сталях с 1,0—1,2% углеро¬
да (сталь Х12Ф1, Х12ФЫ) составляет 13—14% от общей массы ста¬
ли, в сталях с 1,45—1,7% углерода (Х12М, Х12Ф) 16,0—17,0% и в
стали с 2,0% углерода (XI2) 19,0—20,0%.В состав карбидной фазы входит 7,0—9,0% углерода, 45—55%
хрома, 4,0—5,0% молибдена или ванадия, весь азот, остальное
железо, т. е. в состав карбидной фазы входит около 50,0% хрома,
весь молибден или ванадий, имеющийся в стали, и весь азот. Нали¬
чие азота в стали, по данным А. П. Гуляева, А. И. Малинкович,
Ю. А. Геллера и др., не вносит изменений в распределение углеро¬
да и легирующих элементов между карбидами и ферритом.КовкаЗатвердевание стали Х12 из расплавленного состояния связано
с образованием ледебуритной эвтектики и крупных первичных
карбидов, выпадение которых из раствора начинается, когда сталь
находится еще в неполностью застывшем состоянии.Для рационального использования такой стали крупные карбиды
должны быть раздроблены до состояния, позволяющего применить
сталь для ответственных, сильно нагруженных изделий. Такое
измельчение может быть достигнуто только энергичной горячей
механической обработкой (ковкой), тем более, что стали этого типа
отличаются значительной карбидной ликвацией. Сталь Х12 содер¬
жит в отожженном состоянии около 20% свободных карбидов
и сохраняет способность коваться в горячем состоянии, в то время
как углеродистая сталь с таким содержанием углерода (2,0—2,2%)
уже относится к чугунам и не куется. Это объясняется более равно¬
мерным распределением значительной части карбидов по сравне¬
нию с углеродистой сталью, в которой карбиды сосредоточены по
границам зерен.Нагрев под ковку следовало бы вести до возможно более
высоких температур, чтобы растворить как можно больше лиди¬
ровавших карбидов. Ограничивающей температурой является ли¬
ния солидуса, т. е. линия начала плавления стали. Для стали Х12
это будет 1150—1160°, для сталей Х12М и Х12Ф, очевидно, 1160—! 180°. Естественно, что нагрев до этих температур уже недопустим.
Предельно допустимой температурой следует считать 1100°; поэто¬
му в производственных инструкциях нагрев под ковку ограничива¬
ется температурой 1050—1100° во избежание порчи стали неопыт¬
ным персоналом. Скорость нагрева под ковку в связи с очень
малой теплопроводностью стали также ограничивается. Рекомен¬
дуется не превышать скорость из расчета 18—20 мин на каждые
10 мм толщины круглого или квадратного сечения.23 2597	353
Ковка ведется энергичными ударами до температуры не ниже
870—880°. Охлаждение после ковки замедленное, с печью или в
ямах, засыпанных песком или асбестом.Проковка стали типа Х12 и Х12Ф для изготвления точных
изделий, требующих после закалки.сохранения заданных размеров,,
обязательно должна быть всесторонней. В противном случае, как
показало наблюдение, при закалке возникает сильная анизотро¬
пия в изменении размеров. Вдоль волокон изменение размеров
оказывается большим, чем поперек. Особенно это сказывается
в точных штампах, где использование односторонне прокованной,
вытянутой заготовки часто приводит к порче нарезанной фигуры.ОтжигСогласно диаграмме состояния (фиг. 304), сплав с 1,5% С
и 12,0% Сг претерпевает превращение при нагреве в интервале
795—825°. При добавлении к стали Мо и Va (сталь Х12М и Х12Ф)
эта температура сдвигается вверх на 30—40°. Критические точки
при нагреве стали Х12М соответствуют следующим тепературам:
Асх 810—820°, Ас3 850—855°; стали Х12ТФ: Асх 815°, Ас3 910е. При
охлаждении (медленном) критические точки снижаются для без-
молибденовой стали Х12 примерно на 100°. Для стали с молибде¬
ном (Х12М) снижение критических точек при самой малой скоро¬
сти охлаждения составляет 150—160°.В стали Х12ТФ при скорости охлаждения 2,5%имя Агх равна
770° и Лг3 равна 800°.Практически снижение критических точек Аг3 и Агх в сталях
Х12Ф и особенно Х12М вследствие одновременного влияния хро¬
ма и молибдена (ванадия) очень значительно и, как в других ста¬
лях, определяется скоростью охлаждения. Поэтому при отжиге
приходится прибегать к малым скоростям охлаждения.Режим отжига сталей типа Х12 (Х12М, Х12Ф) включает нагрев
до 850—870°, выдержку в зависимости от веса садки, но не менее
2—2,5 ч после прогрева и охлаждение, которое может быть непре¬
рывное со скоростью 15—20°/ч, примерно до 450—500°, или ступен¬
чатое. В последнем случае садку охлаждают со скоростью 40—
50°/ч до 720°, выдерживают при этой температуре 2—3 ч, затем
охлаждают с печью до 450—500° и далее на воздухе. В этом слу¬
чае продолжительность отжига сокращается, но твердость получа¬
ется несколько выше. Как правило, она укладывается в интервале
НВ 228—255, в то время как в первом случае можно получить
твердость в пределах НВ 207—241 или даже еще несколько меньше.Типичная микроструктура отожженной стали Х12М приведена
на фиг. 305.ЗакалкаПрежде чем перейти к обоснованию режима закалки, рассмот¬
рим подробнее области применения высокохромистых сталей.Все изделия, т. е. главным образом инструменты и штампы,
изготовляемые из этих сталей, можно разбить на три группы.354
Первая группа — изделия, для которых основным требо¬
ванием является наличие высокой износоустойчивости и, следова¬
тельно, высокой твердости. Общая прочность, поскольку инструмен¬
ты работают в условиях спокойных статических нагрузок, является
второстепенным требованием. Сохране¬
ние размеров необязательно, так как
большая часть изделий, относящихся к
этой группе, после закалки проходит
шлифование. К первой группе относятся
волочильные доски, накатные плашки, ка¬
либры, эталоны, детали измерительных
приборов, массивные вытяжные штампы
и др.Вторая группа — инструменты,
для которых требуется одновременно
большая твердость и высокая общая
прочность, включая наличие некоторого
запаса вязкости. Сохранение размеров
необязательно, поскольку эти изделия
также, как правило, шлифуются после
термической обработки. Ко второй группе относятся матрицы и
пуансоны вытяжных, обрезных и вырубных штампов, штампы
эксцентриковых прессов для холодной и полугорячей штамповки,
кулачки, валки для холодной прокладки и др.Третья группа — инструменты, у которых наряду с высо¬
кой прочностью требуется получить после термической обработки
размеры, не измененные относительно исходных. Твердость у неко¬
торых из этих инструментов может быть немного понижена.
К третьей группе относятся сложные матрицы и пуансоны выруб¬
ных, гибочных штампов, сложные приспособления и т. д., которые
не поддаются обработке шлифованием.Термическая обработка этих трех групп инструментов и, в ча¬
стности, закалка, может быть различной.В состав высокохромистых сталей рассматриваемого нами ти¬
па, как было показано выше, входят сложные карбиды (Ре, Ст)3С
и (Сг, Ре)7С3. Все эти карбиды при нагреве растворяются очень
медленно и при разных температурах. Поэтому состав твердого
раствора сталей типа Х12, нагретых для закалки, сильно меняется
в зависимости от температуры и длительности нагрева.Поскольку результаты закалки (степень тетрагональности мар¬
тенсита, количество остаточного аустенита и т. д.) зависят от соста¬
ва твердого раствора, постольку они оказываются очень чувстви¬
тельными к температуре и продолжительности нагрева. С
изменением температуры и времени нагрева под закалку сильно из¬
меняются механические свойства закаленной стали.На фиг. 306 показано изменение твердости стали X12, Х12М
и Х12ТФ после закалки с разных температур [99], [100], [45]. Состав23*	355Фиг. 305. Микроструктура
отожженной стали Х12М.л
стали Х12М:1,52 С; 11,88 Сг; 0,60% МО; выдержка при нагреве
в печи 15 мин. Состав стали Х12ТФ указан в табл. 80.На фиг. 307 дан гра¬
фик изменения твердости
для стали Х12ФЫ соста¬
ва: 1,20% С; 11,94% Сг;0,79% Va и 0,11,% азота;
выдержка при нагреве
в соляной ванне около2	мин [101]. В обоих слу¬
чаях закалка в масле.Все стали имеют оди¬
наковый ход изменения
твердости как непосред¬
ственно после закалки,
так и после охлаждения
до минусовых температур
(—183° в случае стали
Х12М и —78° в случае
стали Х12Ф1Ч). По мере
повышения температурыТеппература закалкиФиг. 306. График изменения твердости ста¬
лей XI2, Х12М и Х12ТФ в зависимости от
температуры закалки. Пунктирная кривая —
сталь Х12М после охлаждения до температу¬
ры —183°.6159ІИI»*7,М4138нагрева перед закалкой твердость возрастает до известного макси¬
мума, который у стали Х12 имеет место при 975°, у стали Х12М
и Х12ТФ при 1025° и у стали Х12ФЫ при 1075°. Это возрастание
твердости связано с растворением карбидов, насыщением твердогораствора углеродом и хромом.
Последующее падение твердо¬
сти объясняется образованием
после закалки все большего
количества остаточного аусте-
нита.На фиг. 308 показано, по
данным 1ГПЗ и ряда исследо¬
вателей, изменение твердости с
повышением температуры за¬
калки сталей Х12Ф с разнымсодержанием ванадия. Эти кри¬
вые показывают, что максимум
твердости после закалки у всех
1200°С сталей почти одинаков и опре¬
деляется, очевидно, содержа¬
нием углерода в сталях. По
мере увеличения количестпм
ванадия максимум твердости
сдвигается в сторону более\\\ 1\9501000 1050 1100 1150
Температура закатиФиг. 307. График изменения твердо¬
сти стали Х12Ф№ в зависимости от
температуры закалки:1 — после закалки; 2 — после закалки и ох¬
лаждения до —78°.высоких температур. Это объясняется тем, что ванадий вследствие
его сильного сродства с углеродом связывает значительное коли*356
чество углерода в устойчивые карбиды ванадия, что затрудняет
насыщение твердого раствора углеродом при нагреве и снижает
твердость при данной температуре закалки. Количество остаточ¬
ного аустенита после закалки во всех сталях непрерывно увеличи¬
вается с ростом температуры закалки. За пределами максимума
изменение твердости зависит от количества остаточного аустенита.
Зависимость количества остаточного аустенита от температуры
закалки характеризует фиг. 309, которая относится к двум сталям:
наименее легированной Х12Ф с 0,15% ванадия и наиболее легиро¬
ванной Х12ФЫ с 0,8% ванадия и 0,11.%' азота1. Все остальные
стали занимают промежуточное место.Менее легированная сталь Х12Ф содержит больше остаточного
аустенита при низких температурах закалки, чем сталь Х12Ф1М.
В последней, как уже указыва¬
лось, углерод связан ванадием в
стойкие карбиды, которые, раство¬
ряясь лишь при более высокой-о£«о«ак.-то.ь0.8N\\\/а025%9080<3I ™
I
£6050§?I 30
*20
10-,с/////ф✓4NТемпература запатиФиг. 308. Изменение твердости высоко¬
хромистых сталей с ванадием в зависи¬
мости от температуры закалки. Содержа¬
ние ванадия от 0,15 до 0,80%. Образцы
диаметром 6 мм. Охлаждение после за¬
калки на воздухе.1000 1050 1100 1150 X
Температура закалкиФиг. 309. Изменение количеств
остаточного аустенита в сталях
Х12Ф (0,15% ванадия) и Х12ФМ
с ростом температуры закалкитемпературе, насыщают твердый раствор углеродом, хромом и ва¬
надием. Поэтому при низких температурах, пока карбиды не пере¬
шли в раствор, количество остаточного аустенита понижено. По
этой же причине при высоких температурах количество остаточ¬
ного аустенита в этой стали наибольшее и достигает при закалке
с 1200° 95—96%- Почти такое же количество аустенита при этих
температурах имеет сталь Х12М, в которой этому способствует
растворенный в аустените молибден, сильно снижающий интервал
мартенситного превращения (фиг. 310). Параллельно с ростом
остаточного аустенита, с повышением температуры закалки умень¬
шаются размеры изделия (см. фиг. 320).Микроструктура стали Х12М после закалки с 1050°, Х12Ф1 По данным 1ГПЗ, А. П. Гуляева и Е. А. Лебедевой [101].357
* G4s +Ь00ъБ +300
t.5 *-200% +100£1 0
а>5	-1006f -20075VV/2/с 1060°, Х12Ф1 и Х12ФЫ с 1075° и ниже имеет скрыто-кристалли¬
ческое строение. Наряду с мелкими вторичными карбидами сталь
содержит большое количество крупных первичных карбидов, вели¬
чина которых зависит от степени проковки стали.С дальнейшим ростом температуры закалки образуется иголь¬
чатый мартенсит, а при закалке с 1175—1200° в структуре наблю¬
даются полиэдры аустенита с немногочисленными нерастворивши-
мися карбидами. При больших выдержках при 1150° начинают
появляться следы перегрева, а при 1200° по границам зерен обра¬
зуется ледебуритная эвтектика.На основании изложенного следует
считать оптимальными температурами за¬
калки в масле (тонких изделий—на воз¬
духе) после нормальной выдержки (10—
15 мин после прогрева) следующие:
Х12—Х12Ф (0,15) * 975—1000°; Х12Ф
(0,25), Х12М, Х12Ф (0,35) 1020—1030°;
Х12ТФ 1050°; Х12Ф1 (0,6), Х12Ф1 (0,8),
Х12ФЫ 1060—1090°.Эти температуры закалки рекомен¬
дуются для изделий, к которым не предъ¬
является требований сохранения точных
размеров после закалки. При закалке
с этих температур можно растворить кар¬
биды в такой степени, которая обеспечи¬
вает максимальную твердость и доста¬
точно высокие механические свойства.
Как будет показано далее, для изделий,
требующих получения после закалки за¬
данных размеров, температура нагрева должна быть несколько
повышена.Режим охлаждения. Рекомендованный выше режим за¬
калки высокохромистых сталей может быть отнесен к изделиям
простейшей формы (накатные плашки, штампы простой формы
и т. д.). Существует ряд изделий, в частности сложных штампов,
которые для уменьшения коробления требуют более «мягкой»
закалки.Коробление, как известно, зависит от тепловых и структурных
напряжений. Суммарное коробление столь сильно связано с кон¬
фигурацией изделия, что установить какие-либо общие законо¬
мерности для всей массы промышленных изделий практически
невозможно, тем более что эти напряжения, складываясь, иногда
усиливают друг друга, иногда, наоборот, будучи противополож¬
ными по знаку, ослабляют друг друга, сводя к минимуму дефор¬
мацию. Общим во всех случаях является правило, что чем мед¬
леннее и однороднее нагрев и охлаждение, тем меньше дефор-900 1000 1100 1200 С
Температура закалкиФиг. 310. Интервал мартен-
ситного превращения ста¬
ли Х12М при разных темпе¬
ратурах закалки:1 — точка Мн; 2 — точка Мк
(А. П. Гуляев).В скобках указано количество ванадия в стали.358
Е1$25^ Iмании, хотя и в этом правиле, как будет показано далее, имеются
исключения..Чтобы оценить возможность такого замедления остывания
при закалке, следует рассмотреть влияние замедленного охлажде¬
ния на величину коробления и, с другой стороны, на прокалпвае-
мость и свойства закаленной стали.По данным И. С. Гаева [102], Ю. А. Геллера [75], стали марок
X12, Х12М при закалке в масле прокаливаются насквозь в сечении
.160 мм и даже более. Сталь Х12ТФ при закалке в горячем масле
в сечении 100 мм прокаливалась насквозь. При ступенчатой закал¬
ке с длительной останов- у	.
кой при 450° сталь Х12М
закаливалась насквозь в
сечении 80 мм.Естественно ожидать,
и это подтверждается
практикой, что в мень¬
ших сечениях эти стали
будут хорошо закаливать¬
ся при меньших скоростях
среде и т. д.).Влияние скорости охлаждения на величину коробления было
изучено на образцах (фиг. 311) из стали Х12М Т-образной формы
с исходной длиной I, массивной нижней частью (25 X 12 мм) и
тонкой ножкой (25 X 3 мм). Образцы закаливались с 1050°
(выдержка 15 мин). Сравнивалась обычная закалка в масле и на
воздухе и ступенчатая закалка с одной ступенью в области наи¬
большей устойчивости аустенита при 450° и с двумя ступенями,
с добавлением второй ступени в области надкритических темпера¬
тур. Измерялась величина коробления, выраженная в разности
А1 — .приращения верхней и нижней части образцов относительно
исходной длины А/ = (/2 — /) — (/1 — /), или, что все равно, разница
в длине верхней и нижней части Д/ = (12— /1) в мк.Фиг. 311. Эскиз образца для испытания стали
на коробление.охлаждения (на воздухе, в горячейТаблица 81Режим охлаждения от 1050 до 450° С
*Режим охлаждения от 450 до 20° Св масле на воздухе| с печыоД/Нагрев 1050°; охлаждение п печи, нагретой до 850°;
выдержка 8 мин\ перенос в печь, нагретую до450°; выдержка 20 мин	Нагрев 1050°; охлаждение в печи, нагретой до 450°;выдержка 20 мин	Нагрев 1059°; охлаждение в соляной ванне, на¬
гретой до 450°; выдеожка 20 мин	Нагрев 1050°; охлаждение в масле 20° 	Нагрев 1050°; охлаждение на воздухе 20° ...—15—53—	19—	1200—13—’20+6+9+42+40
Результаты измерения А/ приведены в табл. 81. Эта таблица
показывает, что замедление охлаждения и выравнивание темпера¬
туры путем применения промежуточных ступеней уменьшает короб¬
ление. Минимальное коробление при всех скоростях охлаждения
после ступени дает двухступенчатая закалка.Максимальное коробление получается при обычной закалке
в масле. Одноступенчатая закалка занимает промежуточное место.
Результат такой закалки определяется тем, в каких условиях проис¬
ходит охлаждение после ступени, т. е. какая скорость охлаждения
сопровождает процесс мартенситного превращения. Отмечается,
что во всех случаях минимальное коробление получается при воз¬
душном охлаждении образцов после ступени. При охлаждении от
температуры ступени в масле, а также в лечи коробление получает¬
ся больше.Сравнение этих результатов с результатами закалки образцов
той же формы, изготовленных из чистого железа, показывает, что»
при водушном охлаждении имеет место наибольшее уравновеши¬
вание тепловых и структурных напряжений. При закалке в масле
превалируют тепловые напряжения, а при охлаждении с нагретой
печью — структурные напряжения, связанные с неоднородностью
структуры тонкой и толстой части образца.Далее следует оценить возможность замедления остывания
и, в частности, возможность 'применения вышеуказанных ступеней
с точки зрения свойств закаленной стали. Наиболее наглядно это
можно сделать, изучая ход изотермического распада ауетенита?
в той или иной области темлератур.На фиг. 312 приведены результаты изучения удельного электро¬
сопротивления, остаточного ауетенита, твердости и прочности зака¬
ленной при 1050° стали Х12М в зависимости от времени изотерми¬
ческой выдержки в надкритической области при 870°. Несмотря на
то, что температура находится значительно выше Лг3, наблюдается
непрерывное уменьшение со временем удельного электросопротив¬
ления, что характеризует падение ■концентрации твердого раствора.
С уменьшением легированноети твердого раствора падает и коли¬
чество остаточного ауетенита. Твердость лосле небольшого подъе¬
ма, связанного с образованием дисперсных карбидов, также сни¬
жается. Такой же ход кривых получен при других температурах
в надкритической'области.Эти кривые свидетельствуют о том, что несмотря на значитель¬
ное уменьшение коробления при наличии изотермической ступени
в этой области нельзя применять такую остановку при охлаждении
на более или .менее длительный срок.Пересыщенный твердый раствор в этом случае становится менее
легированным углеродом и хромом. Из него выпадают карбиды.
Пока карбиды диаперсны и мелки, закаленная сталь остается твер¬
дой (фиг. 312, в) и прочной (фиг. 312,г). В пределах этих малых
выдержек она сохраняет и даже несколько повышает также и плас¬
тические свойства. Поэтому там, где некоторое снижение легиро-360
Os11*<5> ? Сз& О.
0 ö er=»5:<bистаточный аистенит0 5 10 20 30? ом/см 106120 мин0 510 20 30120 ми/f-HRCВремя выдержкиI'lS-£6058565bванности твердого раствора и количества остаточного аустепига
допустимо, возможно применение небольшой (в пределах 10 мин)
изотермической ступени при 800—850°. Благоприятно сказываясь
па уменьшении коробления, она не уменьшит, а в некоторых слу¬
чаях даже увеличит общую прочность и твердость стали.Возможность ИЗО- о. о/о
термической ступени в
подкритической об¬
ласти можно оценить
при рассмотрении об¬
ласти диаграммы изо¬
термического распада
аустенита.На фиг. 313 приве¬
дена такая диаграмма
зависимости устойчи¬
вости аустенита от тем¬
пературы изотермиче¬
ской выдержки стали
Х12М, закаленной
с 1050°.В интервале 750—600° и особенно © ин¬
тервале 675—700° име¬
ется область наиболее
быстрого перлитного
распада, где аустенит
устойчив в течение 5—6 мин. Область наибо¬
лее устойчивого аусте¬
нита лежит в интерва¬
ле 550—375°. С 325°
аустенит уже снова не¬
достаточно устойчив и,
наконец, начиная со
185—190°, всякому рас¬
паду предшествует ча¬
стичное мартенситное
превращение.Область устойчиво¬
го аустенита очень ши¬
рока. Аустенит весьма устойчив, так как за время, исчисляемое
десятками часов, превращение еще не начинается. Это говорит
о том, что сталь Х12М, как и другие стали аналогичного состава,
хорошо поддается ступенчатой закалке с температурой ступени'
400—500°, тем более что в верхней (перлитной) области устойчи¬
вость аустенита наблюдается сравнительно продолжительное время
(5—6 мин).361Qj1.5кГсм222000УГ"—^HRC0510 20 30 . 60 , 120II 21000
Л 200001119000
§ 5 18000
? &ГL^ Максимальное напряжение^при скручивании бсх-цгол ct(ручиоаний -——05Ш го зо 60Время Выдержки на ступениг)•tb сеЙ §
Ci(\j Ö-
120muhФиг. 312. Влияние времени выдержки на ступени
в надкритическом интервале (870°) на коли¬
чество остаточного аустенита (а), удельное элек¬
тросопротивление (б), твердость (в) и прочность
при испытании на кручение (г).
Как уже указывалось, прутки стали XI2М диаметром до 80 мм
при нагреве до 1050° и ступенчатом охлаждении с температурой
ступени 4‘50° прокаливаются насквозь. Практически оказывается
возможным производить ступенчатую закалку стали Х12М в сече¬
ниях до 80 мм и стали Х12Ф до 60—70 мм.Таким образом, можно рекомендовать для уменьшения короб¬
ления, и как мы дальше увидим, для сохранения размеров, примене¬
ние ступенчатой закалки с температурой ступени 450° и выдержкойна ступени не менее 30—40 мин, не¬
обходимой для полного выравнива¬
ния температуры по сечению. Даль¬
нейшее увеличение выдержки на
ступени также желательно, так как,
согласно наблюдениям, . при этом
сохраняется твердость после закал¬
ки и несколько увеличиваются проч-»
ность и вязкость стали, а также ко¬
личество остаточного ауетенита.Скорость охлаждения до ступени
и особенно после ступени, т. е. в ин¬
тервале температур, охватывающем
мартенситное превращение, в зна¬
чительной степени предопределяет
структуру стали.Для выяснения влияния скорости
охлаждения на свойства стали XI2М
образцы диаметром 4x60 мм после
нагрева до 975 и 1050° были зака¬
лены с разной скоростью охлажде¬
ния до температуры максимальной
устойчивости ауетенита 450° (в пе¬
чи с воздушной средой и в селитре)
и от 450 до 20° (охлаждение с печью,
на воздухе, в масле, в воде). Полу¬
ченные результаты приведены на фиг. 314.На фиг. 314, а видно, что замедление скорости охлаждения от
температуры закалки до 450° ведет к увеличению количества оста¬
точного ауетенита и уменьшению размеров. Удлинение выдержки
на ступени 450° также вызывает увеличение количества остаточно¬
го ауетенита. Увеличение количества ауетенита в обоих этих слу¬
чая связано, вероятно, с уменьшением тепловых напряжений.Уменьшение тепловых напряжений ведет к уменьшению короб¬
ления, а увеличение количества остаточного ауетенита, как будет
показано далее, облегчает регулирование размеров отпуском. По¬
этому замедление охлаждения до 450° и увеличение выдержки при
450° целесообразно, но допустимо, конечно, лишь в пределах, обу¬
словленных временем начала распада ауетенита в перлитной об¬
ласти диаграммы изотермического распада ауетенита.362°сФиг. 313. Зависимость устойчиво¬
сти ауетенита от температуры изо¬
термической выдержки стали Х12М.
Температура закалки 1050°.
Влияние скорости
охлаждения в интер¬
вале мартенситного
превращения (от 450
до 20°) показано на
фиг. 314,6, из кото¬
рой видно, что по ме¬
ре замедления ох¬
лаждения увеличи¬
вается количество
остаточного аустени-
та и уменьшаются
размеры. При ох¬
лаждении от 450° с
печью (^зак = 1050°)
размеры становятся
меньше исходных.Следует иметь в
виду, что у промыш¬
ленных изделий
вследствие их боль¬
шой массы при тех
же условиях закал¬
ки охлаждение про¬
текает с меньшими
скоростями, что сле¬
дует учитывать на
практике.Таким образом,
скорость охлажде¬
ния является суще¬
ственным фактором
в деле формирова¬
ния структуры и раз¬
меров при закалке.
Это прежде всего
подтверждает невоз¬
можность получения
непосредственно пос¬
ле закалки одинако¬
вых изменений раз¬
меров изделий раз¬
ной массы и формы
и приводит к необ¬
ходимости регулиро¬
вать размеры после
закалки, т. е. в про¬
цессе отпуска. С дру-, Влияние скорости охлаждениядо t0 ступени от Г°стцпени
(до 450 V11.	мк|	100
КI	80<ъ	604020Ач\'%
38
34
30
26
^ 225«о560 -си мк'Ъ X;$3 20%52АтаI:<ъЕ48444036322824201008060402036322824206040205248444036322824201типе
(от 450 ) 4.3□ t °зйкалки 1050 °ЕЭ ^закалки 975°
а)	5)<1>мг. 314. Влияние скорости охлаждения от тем¬
пературы закалки до температуры ступени (о)
и от температуры ступени до комнатной тем¬
пературы (б) на количество остаточного
ауетенита и изменение размеров стали Х12М:А охлаждение в печи; Б — охлаждение в соляной
панне; / — охлаждение с печыо; 2 — на воздухе; 3 —
в масле; 4 — в воде.
гой стороны, изменяя скорость охлаждения в той или другой ста¬
дии закаливания, можно влиять на структурообразование, подго¬
товляя структуру к регулированию размера в нужном направлении
при последующем отпуске.Сильное замедление скорости в верхнем интервале температур
может привести к перлитному распаду. Поэтому следует применять
замедленное охлаждение до температуры ступени, только в пре¬
делах скоростей, не вызывающих перлитного распада. Практически
это значит, что изделия до 50—60 мм толщины можно охлаждать
в печи, нагретой до 450°. Более массивные изделия следует охлаж¬
дать в соляной ванне. Остывание с печью после температуры сту¬
пени приводит к заметному снижению твердости. В связи с этим
после ступени рекомендуется не охлаждать изделия с печью или
в масле, а применять охлаждение на воздухе. Это исключает
падение твердости и прочности, получающееся при охлаждении
с печью, и сильное коробление, получающееся при охлаждении
в масле.Точно так же и при применении верхней ступени (800—850°),
когда она вызывается необходимостью уменьшить коробление,
тонкие изделия следует переносить в печь, для чего .может быть ис¬
пользована подогревательная камера. Более массивные изделия
следует переносить в соляную ванну. После выдержки 3—6 мин
изделие охлаждается до второй ступени 450° или сразу до полного
остывания на воздухе, в зависимости от требований, которые предъ¬
являются к инструменту.ОтпускВлияние отпуска на закаленную сталь Х12Ф, Х12М и др. зави¬
сит от температуры, до которой нагревалась сталь под закалку.
Разная степень легированное™ аустенита, получаемая при этом,
приводит к разному строению и количественному соотношению
структурных составляющих- Последние, естественно, по-разному
противостоят нагреву при отпуске. Результаты исследований влия¬
ния температуры отпуска на твердость и изменение размеров высо-
кохромистых сталей, закаленных с разных температур, приведены
на фиг. 315—317.При отпуске в пределах 150° твердость почти не изменяется.
Начиная с 200° твердость всех сталей, закаленных с разных темпе¬
ратур, заметно падает. Одновременно начинается значительное
уменьшение размеров (фиг. 315, б).Ход кривых изменения размеров аналогичен у всех высокохро¬
мистых сталей и показывает, что уменьшение твердости происходит
ввиду уменьшения тетратональности мартенсита. При высоких тем¬
пературах закалки процесс снижения твердости и уменьшения раз¬
меров продолжается до 400—450°, после чего начинается некоторое
повышение твердости и увеличение размеров. Лишь в стали X120N
(фиг. 317) это повышение твердости имеет место при несколько бо¬
лее низкой температуре. Повышение твердости является следствием364
разложения остаточного ауетенита, которое достигает наибольшей
скорости при разных температурах отпуска в зависимости от тем¬
пературы закалки.•—- Температура отпуска
6)Фиг. 31Г>. Изменение твердости (а) и размеров (б)
стали XI2M при отпуске для разных температур
закалки. Выдержка при нагреве под закалку
15 мин, при отпуске 1 ч.При закалке с 975 и 1000° стали XI2, Х12М, Х12ТФ и Х12ТФ,
а также другие исследованные стали дают непрерывное снижение
твердости вплоть до температуры отпуска 550—600°, с неболь¬
шой остановкой в падении твердости при 400—450°. Это так¬
же является следствием уменьшения тетрагональности мартенсита3G5Температура отпуска
<*)°С
и начавшегося выше 200° выпадения карбидов. Вследствие малой
легированности твердого раствора и малого количества остаточно¬
го аустенита небольшое повышение твердости при распаде аусте-
нита подавляется продолжающимся отпуском мартенсита (фиг. 315
и 316). Увеличение размеров при отпуске также незначительно
(фиг. 315, б).Начиная с температуры закалки 1025° для стали XI2, Х12М
и Х12Ф и с 1050° для сталей Х12Ф1, Х12ФЫ и Х12ТФ отпуск при
500—550° приводит к вторичному повышению твердости вследст¬
вие превращения аустенита. Эта вторичная твердость тем выше,
чем выше температура закалки и чем, следовательно, более леги-HRC6560ео 50ьо35//Х122\\3/ fHRCs60«ь гг
^55100 200 300 400 500 600 700 °С
Температура отпускаФиг. 316. Влияние температуры
отпуска на твердость стали XI2:
1 — закалка с 980°; 2 — закалка с
1030°; 3 — закалка с 1125°.501050\\\1075/Xf2<PN1100SЧх~-ч\Зак. 100 200 300 Ш 500
Температура отпуска600Фиг. 317. Влияние температуры отпуска на
твердость стали Х12Ф№ при разных темпе¬
ратурах закалки 1101].рован остаточный аустенит, чем больше его количество. Это нагляд¬
но иллюстрируется наблюдением за изменением размеров
(фиг. 315,6), а также прямым измерением таких характеристик,
как количество остаточного аустенита и электросопротивление,
которое характеризует концентрацию твердого раствора.Стали с повышенным содержанием ванадия обнаруживают по¬
вышение твердости при отпуске с более высокой температуры за¬
калки (фиг. 317). Максимум роста твердости и соответственно из¬
менения размеров с повышением температуры закалки сдвигается
в сторону больших температур отпуска. У сталей с повышенным
содержанием ванадия требуется более высокий нагрев при закалке,
чтобы получить тот же эффект при отпуске.Азот, по данным А. П. Гуляева, А. Н. Малинкович и Ю. А. Гел¬
лера, повышает количество остаточного аустенита после закалки
и низкотемпературного отпуска. Твердость при этом несколько
снижается. При высокотемпературном отпуске азот снижает устой¬
чивость аустенита, особенно при повторных отпусках.Распад аустенита и соответствующее изменение размеров при
отпуске на 500—550° происходит при охлаждении за счет вторично¬
го мартенситного превращения. Температура этого превращения
зависит от температуры отпуска. Чем выше температура отпуска,366
тем выше температура превращения при охлаждении. В табл. 82
указаны температуры вторичного мартенситного. превращения ста¬
ли Х12М, закаленной с 1050°, в зависимости от тепературы отпуска.Таблица Л’2Температура отпуска в °С 	500525550575600Температура превращения при охлаждении в °С75225300350400При более высоких температурах (575—600°) превращение
аустенита и изменение размеров практически идет уже в процессе
самой выдержки. В этом случае и твердость снижается гораздо-
сильнее.Обработка холодомРассмотрим возможность применения обработки холодом
и изменение при этом механических свойств высокохромистой ста¬
ли типа XI2.На фиг. 306 и 307 было показано, что если закал'ку стали Х12М
или Х12ФЫ продлить путем охлаждения до минусовых температур,
то начиная с температур закалки 1025° для Х12М и 1075° для Х12Ф-
наблюдается увеличение твер-
дости, тем более значительное,
чем выше температура закалки.Это явление связано, как извест¬
но, с распадом аустенита, т. е.
с углублением мартенситного
превращения высоколегирован¬
ного твердого раствора, мартен-
ситные точки которого сильно
снижены (фиг. 310). Количество
остаточного аустенита при этом
сильно уменьшается (фиг. 318),
а твердость достигает предельных
значений НР(С 65—66. Интервал
температур закалки, дающий
после охлаждения ниже 0° высо¬
кую твердость, довольно широк:1025—1125° для стали Х12М,1075—1175° для стали Х12Ф1М.Твердость и количество оста-%
100
I 90
§*<Ч)I 60I»<§И$20•с Ю•/////V10001050 1100 1150
Температура закатиШОТФиг. 318. Количество остаточного
аустенита стали Х12ФЫ после за¬
калки (1) и охлаждения до
— 78 °(2).точного аустенита после закалки и обработки холодом зависят
от скорости охлаждения с температуры закалки (масло, воздух,
печь), от выдержки на температуре ступени при ступенчатой за¬
калке и от последующего отпуска. С замедлением охлаждения при
закалке, с увеличением выдержки на ступени, с уменьшением ско¬
рости охлаждения после ступени количество остаточного аустенига
увеличивается (см. фиг. 314). Соответственно влияние глубокого
охлаждения возрастает, так как оно приводит к большему повы-367
шонию тпгрдости, Польшей стабильности аустенита и т. д. Лин
механические свойства и, в частности, вязкость, как это видно ДJ
стали Х12М из табл. 83 и для стали Х12ФЫ из табл. 84, несколы
снижаются [101].Таблица 83Режим термической обработки стали Х12ММаксимальные
касательные
напряжения
при разруше¬
нии скручива¬
нием
в кГ/мм3Угол скручи¬
вания при
разрушении
в градСтупенчатая закалка с 1050° с температурой ступени
450°; охлаждение после ступени с печью; отпуск
520° 30 мин	21767То же; отпуск 520° 1 ч	21956Ступенчатая закалка с 1050° с температурой ступени
450°; охлаждение после ступени в масле; отпуск
520° 1ч	 	22152Ступенчатая закалка с 1050° с температурой ступени
450°; охлаждение после ступени до 20° в масле;
дальнейшее охлаждение в жидком азоте; отпуск
520° 1ч..20242Таблица 84Режим термической обработки стали Х12ФНТвердость
Н НСПредел
прочности
при кру¬
чении
в кГ/мм-Относи¬
тельный
угол сдви¬
га при
кручении
в %Ударная
вязкость
п к Г • м/см2Нагрев 1080°; закалка в масле; отпуск
150° 1,5 ч 	62—63156122,95Нагрев 1150°; закалка в масле; дву¬
кратный отпуск 520° 1ч 	60-1,87Нагрев 1180°; закалка в масле; охлаж¬
дение до—80°; отпуск 520° 1ч...60,5-0,68То же с вторичной обработкой холодом
(после отпуска) и вторичным отпус¬
ком при 520° 	62,5—631346,50,63Сравнение свойств стали после закалки и отпуска на одинако¬
вую твердость также показывает большую прочность стали, не под¬
вергавшейся обработке холодом. Наибольшая прочность и вязкость
получаются при обычной закалке с температур, отвечающих опти¬
мальному нагреву (для стали Х12ФЫ 1075—1080°). Несмотря на то,
что при такой закалке и отпуске при 150° в стали сохраняется
столько же аустенита (32%), сколько после закалки с 1180°, охлаж¬
дения до —80° и отпуска 5,20°, вязкость ее в несколько раз меньше.
Это объясняется относительно большей величиной зерна и главным
образом наличием напряжений и, возможно, микротрещин, получа¬
ющихся в стали при глубоком охлаждении.Таким образом, обработка холодом полезна с точки зрения по¬
вышения твердости, особенно массивных изделий, для которых полу-368
чить высокую твердость при обычной закалке затруднительно. Но
она несколько понижает прочность и особенно вязкость из¬
делий.Соответственно этому обработка холодом и должна применяться
для тех изделий, для которых главным требованием является нали¬
чие высокой твердости изделия. Следует при этом глубокое охлаж¬
дение производить замедленно, избегая резкого снижения темпера¬
туры, что наиболее вредно с точки зрения снижения прочности.Режимы термической обработки инструментаИсходя из всего вышесказанного, можно рекомендовать следую¬
щие режимы термической обработки первых двух групп инстру¬
мента:1.	Для инструментов первой группы, у которых на¬
иболее важным является твердость и износоустойчивость, а сохра¬
нение размеров и получение высокой прочности (вязкости) необя¬
зательно.а)	Подогрев до 800—850° в течение 1—2 мин на каждый мил¬
лиметр толщины. Нагрев до 1000° для стали Х12, 1025—1030° для
стали Х12М и Х12Ф, 1050° для Х12ТФ, 1075° для стали Х12Ф1
и Х12ФЫ. Продолжительность нагрева 0,5—1 мин на каждый мил¬
лиметр толщины. Охлаждение в масле или, для тонких изделий,
на воздухе. Отпуск 160—170° в течение 1—3 ч, не считая времени
нагрева. Твердость после отпуска Н1^С 59—62. После отпуска при
180—190° твердость Ш1С 58—61.б)	Подогрев до 800—850° с той же выдержкой. Нагрев до 1025°
для стали XI2, 1050—1060 для стали Х12М, Х12Ф и Х12ТФ, 1100—
1125° для стали Х12Ф и Х12ФЫ. Выдержка при нагреве определя¬
ется по ранее приведенному расчету. Охлаждение в масле с пере¬
носом в среду с минусовой температурой (от —70 до —80°). Отпуск
160—170° в течение 2—3 ч, не считая времени прогрева. Твердость
после отпуска Н/?С 60—64.2. Д л я инструментов второй группы, для которых
наряду с высокой твердостью (малой истираемостью) большое зна¬
чение имеет высокая прочность, вязкость, сопротивление динами¬
ческим нагрузкам п т. д.; сохранение исходных размеров необя¬
зательно.а)	Для изделий, требующих наибольшей вязкости, подогрев,
как в предыдущем случае. Нагрев до 1025° для стали Х12ТФ, Х12М
и Х12Ф, до 1075—1080° для стали Х12Ф1 и Х12ФЫ. Выдержка, как
в предыдущем случае. Охлаждение тонких и сложных изделий на
воздухе, массивных — в масле. Отпуск 350—400° 2 ч (после прогре¬
ва). Твердость после отпуска #/?С 54—57.б)	Для изделий, требующих большой вязкости и относительно
высокой твердости, подогрев по предыдущему режиму. Нагрев до
1050—1060° для стали Х12М, Х12Ф и Х12ТФ и до 1125—1130° для
стали Х12Ф1 и Х12Ф1М. Перенос в печь или для массивных изделий24 2597	ЗОУ
и панну, нагретую до 450°. Выдержка в печи 40—50 мин или в ван¬
не 30—40 мин. Охлаждение на воздухе. Отпуск однократный ила
двукратный при 520°. Твердость после отпуска HRC 58—60.Тепловая доводкаЗадачей производственного получения высококачественного ин¬
струмента третьей группы является сочетание высоких меха¬
нических свойств с сохранением заданных размеров.Прежде чем перейти к описанию режима термической обработ¬
ки изделий этой группы, рассмотрим влияние отдельных элементов
закалки и отпуска на изменение формы и размеров изделий.Для уменьшения коробления, как было указано выше, следует
применять ступенчатую закалку с охлаждением после ступени на
воздухе. Температура ступени, исходя из диаграмм изотермическо¬
го распада аустенита, для сталей Х12М, Х12Ф и др. должна приме¬
няться 450—470°. Для особо сложных фигурных изделий следует
применять дополнительную ступень при 800—850° с короткой (5—
7 мин) выдержкой.Что касается изменений объема при закалке, то, как было опи¬
сано в главе VIII, они сопутствуют изменению структуры и опре¬
деляются характером и количеством отдельных структурных со¬
ставляющих. Задача бездеформационной закалки, следовательно,
состоит в получении такого сочетания структур, в частности аусте¬
нита и мартенсита, которое по объему равнялось бы исходному.
При этом неправильно применять такие режимы обработки [89],
которые по сочетанию структур непосредственно после закалки да¬
ют минимальные изменения размеров. Практически эти режимы
совершенно не обеспечивают нужных размеров, потому что в про¬
цессе последующего отпуска размеры изменяются. Кроме того,
структурообразование при закалке зависит от стольких производ¬
ственных факторов (отклонения в составе стали, температура
и продолжительность нагрева, исходная структура, условия охлаж¬
дения, определяемые как режимом"охлаждения, так и размерами
изделий и др.), что получение заданных размеров для промышлен¬
ных изделий разной массы и формы непосредственно после за¬
калки невозможно. Как будет показано далее, это и не является
необходимым.Ввиду того что эти режимы дают непригодные для практики
результаты, был предложен другой метод термической обработки
изделий [103], в частности штампов, с минимальным изменением
размеров [45], [60], [103]. Этот метод также базируется на таком
сочетании структур (мартенсита и остаточного аусетнита), при ко¬
тором удельный вес закаленной стали равен исходному. Однако
это сочетание достигается не непосредственно после закалки,
а после окончательной термической операции — отпуска, используе¬
мого одновременно для доведения изделий до заданных размеров370
н для получения высоких механических качеств. При этом методе,
называемом в производстве тепловой доводкой, задача за¬
калки сводится не к получению точно заданных размеров, а к п сі¬
лу чению такого объемного состояния, которое
возможно путем последующего отпуска довести
до требуемого. Практически это требование допускает после
закалки широкий диапазон сочетаний структур, включающий в се¬
бя 'возможные в производстве отклонения.Следует отметить, что этот метод, как и другие, позволяет полу¬
чить бездеформационную термическую обработку не на всех ста¬
лях. В стали типа Х12 (Х12М, Х12Ф и др.) удается наиболее легко
сочетать высокую ме¬
ханическую прочность
и возможность регули¬
рования размеров за
счет необходимого со¬
отношения остаточного
аустенита и мартен¬
сита.Сущность метода,
как указано выше, за¬
ключается в том, что
при закалке получает¬
ся такое объемное со¬
стояние, которое воз¬
можно путем отпуска
довести до точно задан¬
ного. В большинстве
случаев это достигает¬
ся путем получения
структуры с заведомо
увеличенным КОЛИЧЄСТ"
вом остаточного аусте¬
нита, т. е. с минусовы¬
ми размерами изделия.Кратковременными от¬
пусками при заранее
подобранной темпера¬
туре можно регулиро¬
вать превращение аустенита в мартенсит, постепенно доводя раз¬
меры изделия до заданных. Метод базируется главным образом
на прямолинейной зависимости между содержанием остаточного
аустенита в стали и размерами закаленного изделия. Эта зависи¬
мость (фиг. 319, кривая /), однако, сохраняется в том случае, если
концентрация твердого раствора перед закалкой постоянна, т. е.
температура закалки и исходное состояние стали одинаковы и
варьирование количества остаточного аустенита достигается
изменением режима охлаждения.24*	371мкФиг. 319. Зависимость между количеством оста¬
точного аустенита стали Х12М и изменением раз¬
меров. Образец диаметром 4 мм, длиной 50 мм:1 — закалка с 1050° с температурой ступени 450° и раз¬
ным режимом (скорость и конечная температура) охлаж¬
дения от температуры ступени; 2 — закалка с разных тем¬
ператур от 975 до 1100°; 3 — двойная закалка с 1180 и
1050°; условия охлаждения такие же как для кривой 1,
после закалки отпуск 150°.
Если количество остаточного аустенита регулируется изменени¬
ем температуры закалки, то одновременно с изменением количест¬
ва остаточного аустенита изменяется и тетрагональность мартен¬
сита. Прямолинейная зависимость между количеством остаточного
аустенита и изменением размеров нарушается (фиг. 319,2). По¬
вышение температуры закалки с последующим изменением режима
охлаждения или измельчение исходной структуры смещает всю кри¬
вую зависимости размеров от количества остаточного аустенита;
при этом кривая остается прямолинейной (фиг. 319,5).Метод оказался сравнительно простым для практического осу¬
ществления и широко используется в производстве. В частности,
производство сложных прессовых штампов в подшипниковой про¬
мышленности и ряде других отраслей базируется исключительно на
этом методе.Для осуществления бездеформационной термической обработ¬
ки нужно выбрать такой режим нагрева и охлаждения при закал¬
ке, в результате которого
размеры изделия после
закалки были бы меньше
исходных за счет повы¬
шенного содержания ос¬
таточного аустенита. Это
уменьшение может быть
произвольным, но жела¬
тельно, чтобы оно было
небольшим. Исходя из
всего вышесказанного, а
также имея в виду, что
небольшое уменьшение
размеров против исход¬
ного получается для стали
Х12М и Х12ТФ при темпе¬
ратурах закалки 1050—
1060° (фиг. 320), эти тем¬
пературы могут быть при-
няты как оптимальные
для данных сталей. Как было установлено, указанные температуры
обеспечивают и наибольшую прочность изделия. Для стали Х12Ф
и Х12ФЫ, вследствие повышенного содержания ванадия и образова¬
ния стойких ванадиевых карбидов, для получения минусовых раз¬
меров после закалки требуются более высокие температуры нагре¬
ва, 1130—1150° (фиг. 320, [45], [99], [101]. Как следует из фиг. 321,
такой нагрев не обеспечивает высокую механическую прочность и,
следовательно, возможность применения этих сталей для безде¬
формационной закалки сильно суживается.Можно доводить размеры изделия до заданных и в том случае,
когда сразу после закалки получены плюсовые размеры относи¬
тельно исходных. Отпуском в пределах до распада остаточного372%*0,3+0,21§0-0,19“.<5>-0,1-0,3-олт0,5XI2 МX12WSХ12ТФ950 1000 1050 1100 1150 1200°С
Температура закалки\Фиг. 320. Изменение объема закаленной ста¬
ли в зависимости от температуры нагрева
под закалку [45], [99], [101].
лустенита за счет уменьшения тетрагоналыюсти мартенсита рлчме
■ры можно понизить до исходных (см. фиг. 315 и 322). Однако, как
показал опыт, возможности такого уменьшения размеров ограни¬
чены и не всегда удается достигнуть точных размеров исходного
изделия. Этот путь используется лишь в том случае, если после
закалки почему-либо получились плюсовые размеры.Вторым важным фактором режима бездеформационной закалки
является скорость охлаждения, которая будучи замедленной долж¬
на в то же время исключать 'возможность перлитного распада
и, с другой стороны, обеспечивать наибольшее количество остаточ¬
ного аустенита в изделии. Как показало наблюдение, регулируя ско¬
рость охлаждения, можно сильно влиять на количество аустенита
в закаленном изделии (см. фиг. 314).Исходя из этого
было рекомендовано
в качестве рабочего
режима бездеформа¬
ционной закалки ста¬
лей Х12М, Х12Ф при¬
менять ступенчатое
охлаждение с замед¬
ленным охлаждением
до температуры ступе¬
ни путем перенесения
нагретого под закалку
изделия в печь с тем¬
пературой 450°. После
выравнивания темпе¬
ратуры в этой печи и
выдержки в течение
40—50 мин изделие
охлаждается на возду¬
хе до комнатной тем¬
пературы.Такое охлаждение
с температуры закалки
1050—1060° приводит,
как правило, к размерам, меньшим, чем исходные на и,ио—
0,15 мм, в зависимости от величины изделия.Выше было показано, что такой режим закалки благоприятен
с точки зрения механических свойств, так как при сохранении
твердости и прочности обеспечивается некоторый рост вязкости
стали.Чтобы довести механические свойства до максимальных значе¬
ний, нужно еще подвергнуть сталь отпуску, одновременно исполь¬
зуя его для доведения размеров до заданных.Как показывает фиг. 315, по мере повышения температуры
отпуска размеры стали Х12М, закаленной с 1050°, проходят черп373Температура за кал ниФиг. 321. Предел прочности при растяже¬
нии и изгибе закаленной и отпущенной при
150° стали Х12ФЫ в зависимости от темпе¬
ратуры закалки 1101].
ноль два раза: при температуре 200 и 500°, сталь Х12ТФ после
такой же закалки — при 220 и 480° (фиг. 322), а сталь Х12ФЫ, зака¬
ленная с температуры 1100—1125° — при 250 и 480°. Это значит, что
при этих температурах отпуска размеры образца равны исходным.
Для промышленных изделий эти температуры отпуска будут не¬
сколько отличны из-за тех отклонений в составе стали, исходной
структуре, конфигурации и размерах изделия, на которые указы¬
валось выше. Поэтому следовало бы для каждого производствен¬
ного случая подбирать температуру отпуска, которая обеспечивает
размеры, равные исходным. Практически это 'неудобно для произ¬
водства. так как делает технологический процесс неустойчивым,непостоянным. Прак-I
1| •«**0,10
*0,08
*0,06
*0,04
*0,02
0
-10,02-0,06-0,08V ЯIN100 200 300 400 500
Температура отпуска600Фиг. 322. Изменение длины закаленных образ¬
цов из стали Х12ТФ (/) и Х12ФЫ (2) в зави¬
симости от температуры отпуска [1011, [99],
Х12ТФ (/) —закалка с 1050° в масле; Х12ФЫ
(2) закалка с 1100° в масле, нагретом до 120°.тика выработала дру¬
гой способ, заключаю¬
щийся в том, что регу¬
лирование размеров
отпуском достигается
регулированием вре¬
мени отпуска, или,
точнее, путем измене¬
ния количества отпус¬
ков с постоянной вы¬
держкой [103]. Пред¬
варительно для каж¬
дой стали подбирается
температура отпуска,
при которой наиболее
эффективно распада¬
ется остаточный аусте-
нит. В частности, для
сталей Х12М, Х12Ф
(с содержанием 0,3—
0,4 Уа) эта температу¬ра равна 520°. Учитывая, что с каждым, даже сравнительно крат¬
ковременным отпуском количество остаточного аустенита умень¬
шается, а размеры растут, производится первый отпуск при 520°
в течение 40—50 мин, затем второй, третий и т. д.После каждого отпуска основные размеры изделия промеря¬
ются, пока не достигнут заданных. На этом термическая обра¬
ботка считается законченной.Если почему-либо размеры изделия после закалки получились
больше исходных, приходится прибегать к низкотемпературному
отпуску, который позволяет снизить размеры против полученных
после закалки, доведя их при 200—300° до исходных (см. фиг. 315
и 322). Практически эта температура, при которой размеры стано¬
вятся равными исходным, может сдвинуться в сторону более низ¬
ких, и, чаще, более высоких температур. Кривые на фиг. 315 и 322
показывают, что возможность уменьшать размеры существует374
в пределах от 200 до 400°. Чем выше температура п л их пределах,
тем больше уменьшение размеров. Следует, однако, отметить, что,
достигнув путем низкотемпературного отпуска заданных ра «мерой,
их не всегда удается сочетать с нужными механическими снонстна-
ми. Так, например, если заданный размер получен путем отпуска
при 150—170°, то изделие будет твердым, но недостаточно пятим.
Наоборот, если требуемый размер достигается отпуском при 400°,
то вязкость изделия будет высока, но твердость снизится до
НЯС 55—56. При высокотемпературном отпуске (520°) сочетайте
нужных размеров и механических свойств достигается легче, даже
если приходится этот отпуск производить многократно. Если при
этом заданный размер получился сразу после первого отпуска, для
увеличения вязкости изделия рекомендуется подвергнуть его допол¬
нительному отпуску в масле при 180—200°, не изменяющему раз¬
меров, но улучшающему его прочность (вязкость). При многократ¬
ных отпусках такой добавочный отпуск необязателен, хотя его бла¬
гоприятное влияние на свойства и в этом случае сохраняется.Влияние многократного отпуска на изменение размеров и основ¬
ные физические и механические характеристики закаленной стали
было подробно изучено почти для всех упоминаемых здесь сталей.
Отметим общие закономерности, выявленные в этих исследованиях
[101], [99], [45].Отпуск на 180—200° почти совершенно не меняет структуру, сни¬
жая лишь напряжения. Твердость остается высокой. Количество
остаточного аустенита также не изменяется, оставаясь максималь¬
ным. Такое сочетание создает наибольшее сопротивление изнаши¬
ванию. Ударная вязкость несколько понижена. Повышение темпера¬
туры отпуска до 350—400° хотя и не влияет на количество остаточ¬
ного аустенита, заметно снижает износоустойчивость из-за падения
твердости. Ударная вязкость в этом случае максимальна.При низкотемпературном отпуске (200—400°) процессы, проте¬
кающие в мартенсите, проходят за сравнительно короткое время
и далее, с увеличением выдержки, затухают. Поэтому размеры
и твердость с увеличением выдержки изменяется мало. Многократ¬
ный отпуск не вносит никаких изменений по сравнению с однократ¬
ным с одинаковой суммарной выдержкой. Прочность и вязкость
стали с увеличением выдержки или количества отпусков несколько
увеличиваются вследствие уменьшения напряжений.При высокотемпературном отпуске (500—550°) с увеличением
выдержки идет непрерывное уменьшение количества остаточного
аустенита. Твердость, увеличившаяся в начальный период отпуска
из-за распавшегося аустенита, может при длительной выдержке
начать снижаться. Степень изменения твердости зависит от того,
что преобладает из двух противоположно направленных процессом:
снижение ее вследствие отпуска мартенсита или повышение в ре¬
зультате превращения аустенита.Влияние многократного отпуска, как и для быстрорежущей
стали, более эффективно, чем однократного с той же суммарной375
таHоэХ0
н
и1
оÛ-o *
X Оо о
« —
О —'оо.Xо2CQсоXс .
к 23еао 5
CQ <0О- С
с- I *=СО I «XX -я m ач^5§a «г ого S= S ь нî>i ГОІ Я
1 £ ' £•
« га "*■ =т S* й §г- С Хв■ 5 2 а О5- «и 2 нI ч
. 1 =О г «*э и—і О• л ~ іО ,s ;CZ P4тааа/ 2с.
Q* JJL д Seg3= Р»	=§О	ЇЯ5л с	= S2ё ё.оа	и.°-га	в534W z>
» ■=*в*
I*Я
1с? та I гз-Г ^	СП<г> ex<N Їк £ auSä |gо. <*> -sgi!га £ gïHIs^ XсосчсоUXа»аэСі.<уоfit37G
выдержкой, как п отношении распада аустенита и изменения pn i
меров, так п м отношении снижения твердости. Например, дли
стали Х12М после закалки с 1100° и отпуска при 550° оказалось:
после четырех отпусков по 30 мин превратилось 55% аустенита
и размеры увеличились на 210 мк; после двух отпусков по 1 •*
превратилось 4Г»% аустенита и размеры увеличились на 192 мк н,
наконец, одни отпуск с суммарной выдержкой 2 ч дал превращение
28% аустенита и увеличение размеров на 145 мк.Многократный отпуск по-разному изменяет размеры и твер¬
дость у разных сталей. Сталь Х12Ф с 0,15% ванадия недостаточно
устойчива против отпуска. При многократном отпуске этой стали
твердость быстро снижается за пределы допустимого. Выше указы«
валось также, что азот в стали Х12ФЫ снижает устойчивость оста¬
точного аустенита при многократных отпусках.Наряду со сталью Х12М практика (1ГПЗ) выработала ванадие¬
вую сталь Х12Ф с оптимальным содержанием ванадия 0,3—0,4%,.
которая позволяет путем многократного отпуска (тепловой до¬
водки) получать нужное сочетание-механических свойств (твер¬
дости) н размеров. Режим обработки этой стали описан выше
и почти пс' отличается от режима для стали Х12М.Сталь Х12ТФ, будучи подвергнута предварительной закалке
с 1100° с высоким отпуском, после окончательной обработки пока¬
зывает свойства, близкие к стали Х12М. Следовательно, эта сталь
также может быть использована для бездеформациопной закалки.Следует отметить, что такая предварительная закалка (улучше¬
ние) может быть с успехом применена к обработке других сталей
типа Х12Ф1 с повышенным содержанием ванадия. В этом случае
первая закалка с высокой температуры (для стали Х12Ф1 —1150°)
переведет в раствор связанные ванадием карбиды. Окончательная
закалка, несмотря на наличие промежуточного отпуска, может быть,
произведена при 1050—1060° с теми же результатами, что и одинар¬
ная закалка с 1130—1140°. Это устранит те трудности, которые
возникают при использовании этих сталей для бездеформационной
закалки, хотя, конечно, значительно усложнит обработку в целом.Закалка инструментов из высокохромистой стали производится-
в печах с снлитовыми нагревателями (фиг. 323) или нагревателя ми
из окалиностойкого сплава ЭИ626.
ЛИТЕРАТУРА1.	We ver T. u. Jelinghaus W. «Miteilungen Institut f. Eisen forsch ung,
№\, t. 13, 143.2.	Г уляевА. и Емелина В. «Сталь», 1941, № 2.3.	Westgren A.,Phragmin G., Negresco T. «Iron a. Steel Institut»,
1928, т. 117, 383.4.	Б лантер M. E., «Журнал технической физики», 1947. т. XVII, вып. 5.5.	Tofaute W., Sponheuer A., BennekH. «Archiv f. d. Eisenhutten¬
wesen», 1935, т. 8, 499.6.	Лившиц Б. Г., П о п о в K. В. «Доклады АН СССР», 1950, т. LXX, № 4.7.	Г рачев К. Ковочное производство, ОНТИ, 1936.8.	Ларионова Д. С., Ф е д о с е е в а Р. К- «Труды Института подшипни¬
ковой промышленности», 1960, № 1 (21), 5.9.	Зильберман М. и Ох рименко Я. «Подшипник», 1935, № 5.10.	Врацкий М. и Францевич И. <Сталь», 1933, № 4—5.11.	Самарин А. М. Поляков А. Ю., Белков С. Ф., Окоро¬
ков Г. Н. «Труды Института подшипниковой промышленности», 1960, № 1(21).12.	Шейн А. С., Белков С. Ф., Федотова Н. М., Власова Р. А.
Сборник «Технология подшипникостроения», ЭНИИПП, т. 13. 1957.13.	Шульте Ю. А. и др. «Сталь», 1960, № 1.14.	Григоровиче. К.. Соболев Н. Д., Фридман Я. Б. «Техни¬
ческая физика», 1952, т. LXXXVI, № 4.15.	Муццоли М. Сравнительные испытания стали, подвергаемой ковке.
ОНТИ. 1934.16.	Ефремов И. «Заводская лаборатория», 1932, № 3.17.	Малючков Н. И., Заболотский И. «Подшипник», 1938, № 8—9.18.	Панкин А. В. и Панкина Е. А. Исследование обрабатываемости
стали ШХ15, Труды ММИ им. Баумана, 1947.^ 19. Ш т е й и б е р г С. С. Труды Уральского индустриального института.20.	Pomp А u. Wikander R., Miteilungen Institut f. Eisenforschung,
1926, т. VIII, 2.21.	Миркин И. и Дитерихс И. «Труды Московского института стали»,
сб. X, 1938.22.	Robert sa. Mehl G. «Transactions of ASME» 1943, т. XXXI, 613.23.	Шт ей ибер г С. С. «Вестник металлопромышленности», 1931, № 4, Ис¬
следования по термической обработке стали, Уральский институт черных ме¬
таллов, 1935, 72.24.	Diggs Т., Jordan L. «Transactions of ASME», 1935 т. XXIII, 839.25.	Па то н Б. Е. и др. «Автоматическая сварка», 1958, № 11.26.	Раузин Я. Р. и др. «Сталь», 1939, № 7; «Подшипник», 1940, № 1;
«Подшипник», 1940, № 2; «Металлург», 1940, № 6; «Сталь», 1941, № 4.27.	Ш т е й н б е р г С. С. «Металловедение». Ч. II. ОНТИ, 1935.28.	Фридман Я. Б. Механические свойства металлов, Оборонгиз, 1952, 154.29.	Минкевич Н. А., П а и со в И. В. и Геллер Ю. А. «Труды Мос¬
ковского института стали», сб. XVIII, 1940.378
30.	Кудрявцев И. Н. «Вестник металлопромышленности», МИМ), Mb 10 II,31.	Геллер Ю., Бабаев В. Инструментальная сталь. Мпнлдурми
дат, 1945.32.	Штеинберг С. С. Термическая обработка стали. Металлурппдпт, |'М!>,33.	Кинцель и Крафте. Сплавы железа с хромом. Т. 1. OHTII, ИИ/.34.	Болховитинов Н. Ф. Металловедение и термическая обработки.
Машгиз, 1961.35.	Гуляев А. П., Лахтин Ю. М. иТарусин А. И. Термическая
обработка стали, Машгиз, 1946.36.	Зюзин В., Садовский В. и Баранчук С. «Труды Уральского
филиала АН СССР», 1941, вып. 10.37.	«Труды Уральского филиала АН СССР», 1937, вып. 9.38.	Дубовой В. «Труды Московского института стали», 1948, № 26.39.	«Maschinery», 1957, № 20, 664.40.	Спек тор А. Г., ИртлачВ. С., Харитонова С. Г. «Сборник
трудов ЭНИИПП», 1959, № 19.41.	С а д о в с к и й В. Д. Сборник «Термическая обработка». ВНИТОМАШ,1948.42.	Лозинский М. Г. «Вестник машиностроения», 1961, № 1.43.	К а л и н и и А. Г. Применение контролируемых атмосфер при термиче¬
ской обработке. ЦИНТИ, 1961.44.	Шмыков А. А. Малышев Б. В. Контролируемые атмосферы при тер¬
мической обработке стали, Машгиз, 1953.45.	Раузин Я., Либерман Э. «Среднее машиностроение», 1941, №5.46.	Г у д и о в Н. Т., К у з ь м и н а О. «Сообщения Ленинградского института
металлов», 1933, вып. 14.47.	Кравцевич E., Полов и ев В. «Подшипник», 1940, № 3.48.	Шмыков А. А. «Вестник машиностроения», 1947, № 8.49.	Шмыков А. А. Сборник «Термическая обработка». ВНИТОМАШ, 1948.50.	Шмыков А. А. «Труды НАТИ», 1944, вып. 42.51.	Г уд нов H. Т. и др. «Металлург», 1937, № 1.52.	Курдюмов Г. В., Ослон Н. «Журнал технической физики», 1939,
вып. 21.53.	Гуляев А. П. Металловедение. Оборонгиз, 1948.54.	Buchgolz, Bühler, Schulz. Archiv f. d. Eisenhuttenwesen,
1931—1932, 247 и 413.55.	Геллер IO., Шрейбер Г. «Журналтехнической физики», 1936, вып. 2.56.	Вебер А. Естественное и искусственное старение стали. ОНТИ, 1932.57.	Либерман Э. «Подшипник», 1939, № 12.58.	Селисский Я., Шейн А. «Вестник металлопромышленности»1947,	№ 2.59.	Садовский В., Чупракова Н. «Металлург», 1939, № 10.60.	Раузин Я., Селисский Я. Либермчн Э. Доклад на II Всесоюз¬
ной конференции по термической обработке, ВНИТОМАШ, 1940.61.	Г р и г о р ь е в А. Г. Сплавы железа с хромом и марганцем. АН СССР, 1952.62.	Д в о р я н о в П. А. «Подшипник», 1953, №5.63.	Л а г у н ц о в И. Н. «Сталь», 1947, № 7.64.	10 д о в и ч С., С о к о л о в Л. «Сталь», 1947, № 2.65.	Некрасов С. «Подшипник», 1952, № 9.66.	Шур Б., Ромм Б. «Авиапромышленность», 1940, № 10.67.	Шейн А. С. «Подшипник», 1953, № 8.68.	Л а тунцов И. H., Шейн А. С. «Подшипник», 1952, №4.69.	Buckingham G. «Manual of Gear Design» 1936, № 2—3.70.	Воробьев В. Г. Термическая обработка металлов. Материалы кон¬
ференции. Машгиз, 1950.71.	Карпенко В. И. «Доклады АН УССР», 1949, № 3; 1949, № 6.72.	Сахонько И. М. «Подшипник», 1952, № 9.73.	П и н е г и н С. В. Работоспособность деталей подшипников. Машгиз, 1949.74.	Шейн А. С. «Подшипник», 1952, № 11.379
75.	Г е л л е р Ю. А. Инструментальные стали. Изд. ВНИТОМАШ, 1949.76.	Половников В. В. «Вестник машиностроения», 1953, № 9.77.	Гуляев А. П., Воробьев В. П. «Журнал технической физики»,
1951, т. XXI, вып. 10.78.	Просвирин В. И., Энтин С. Д. Изотермическое образование мар¬
тенсита. Машгиз, 1953.79.	Рахштадт А., Шадхин Б. Структура и прочность металлов
и сплавов. Сборник работ Московского механического института. Кн. 5.
Машгиз, 1953.80.	ШтейнбергС. С., Зюзин В. И. «Уральская металлургия», 1934, № 1.81.	К у р Д ю м о в Г. В., Максимова О. П. «Доклады АН СССР»,1948,	т. 61, 83.82.	Петросян П. П. «Доклады АН СССР», 1948, т. 59, № 6.83.	Спек тор А. Г. «Журнал технической физики», 1950, т. XX, N° 9;
1951, т. XXI, № 4; т. XXI, № 10.84.	Аграновский Г. А. «Технология автомобилестроения», 1958, № 5.85.	Л и п ч и н Н. Н. «Металловедение и термическая обработка метал¬
лов», 1959, № 2.86.	Рустем С. Л., Гаращенко А. П. Оборудование, автоматизация
и механизация в термических цехах. Машгиз, 1957.87.	Каменичный И. С. Практика термической обработки инструмента.
Мишгиз, 1959.88.	Г е л л е р Ю. А. «Металловедение и обработка металлов», 1955, № 3.89.	Гуляев А. П., Белова А. П. «Вестник металлопромышленности»,
1938, № 1.90.	Шейн А. С. «Подшипник», 1953, № 4.91.	Курд юм о в Г. В. Процессы отпуска закаленной стали по данным
рентгеноструктурных исследований. Тезисы докладов III совещания по применению
рентгеновских лучей. АН СССР, 1950.	Мл-92.	Арбузов М. П. Процессы отпуска закалённой стали по данным рент¬
геноструктурных исследований. Тезисы докладов Тн совещания по применению
рентгеновских лучей. АН СССР, 1950.93.	ФуторянскийЮ. В. Подшипник», 1953, № 3.94.	Шейн А. С. «Подшипник», 1953, № 2.95.	Гуляев А. П., Советинова В. М., Зельбет Б. М. Сборник
«Термическая обработка деталей и инструмента из стали ШХ15». Машгиз, 1951.96.	Ки дин И. Н. Закалка стали при нагреве токами высокой частоты.
Курсы по металловедению и термической обработке. ВНИТОМАШ, 1950.97.	Афанасьев П. И., Златки на Л. М. «Подшипник», 1953, № 1.98.	Лаптев Н. Р., Васильева А. «Подшипник», 1952, № 11.99.	Завод ЗИЛ. Новая безмолибденовая сталь Х12ТФ, 1953.100.	Липчин Н. В. «Металлург», 1938, № 3.101.	Гуляев А. П. и Лебедева Е. А. Исследование стали марки Х12ФЫ.
Всесоюзный научно-исследовательский инструментальный институт. Машгиз, 1952.102.	Гаев И. С. Металлографический атлас. Металлургиздат, 1941.103.	Раузин Я- Р. «Машиностроитель», 1937, № 4.104.	Шейн А. С. «Металловедение и обработка металлов», 1957, № 12.105.	Качанов Н. Н. «Труды ВНИИПП», 1960, № 1.106.	Шейн А. С., Царева А. А., Белков С. Ф. и др. Сборник «Тех¬
нология подшипникостроеиия», 1957, № 13.107.	Качанов Н. Н. «Труды ВНИИПП», 1960, № 1, 87.108.	С пек тор А. Г., Иртлач В. С. «Труды ВНИИПП», 1961, № 4(24).109.	Гольдштейн Б. Т., Виноградов А. И. «Металловедение и тер¬
мическая обработка», 1959, № 7.110.	«Металловедение и термическая обработка», 1961, № .7.111.	Легейда Н. Ф. «Металловедение и термическая обработка», 1961, № 3.112.	Кузнецов И. В. Сборник «Термическая обработка и прочность спла¬
вов». МВТУ им. Баумана, 1958.380
113.	Р оте и ні тс й н Б. Н., Дрэгли. «Бюллетень нпучішП информации
Румыно-Сонетского научного института», 1061, № 1, 174.114.	Г у л и «• і» Д. П., Зельбет Б. М. «ААегллловедение и оСцжГиикп метал¬
лов», 1957, № 0.115.	Р п у я и н Я. I’. Сборник «Термический обработка металлом». Урилннто*
маш, МатерииJii.i конференции, Машгиз, 1950, 04.116.	II n XII мои Д. М. Металловедение и термическая обработки ме гиллои.
Сборник НТО Мшниром, Машгиз, 1960.117.	За к «то і» а II. А., Майергойз И. И. «Электротермия», 1961, ДОі I,118.	Л у мин о и А. А. «Труды ВНИИПП», I960, № 1? (22), 84.119.	Гул н «'и Л. 11., К У к о л е в В. В. «Металлонедеиие и термическая об¬
работка металлом». 1060, № 2.120.	Кидин И. II. Справочник «Инструментальные стали», Машгиз, 1961.121.	ГсЛЛвр К). А., Малинкина Е. И., Ломакин В. И. Сборник
«Металловедение и термическая обработка металлов». НТО Маширом, Маш¬
гиз, 1960.122.	Гу л Мі* и Л. П., К у з н ецо в И. В., Т и х о и р а и о и а Т. Л. Стаби¬
лизация рііімерои колец подшипников путем обработки холодом при закалке.
Машгиз, 19Г>2.123.	Смоль никои Е. А. Доклад на Всесоюзной конференции по техноло¬
гии и автоммти ниши термической обработки металлов, ВНИТОМАШ, 1961.
ОГЛАВЛЕНИЕСт&Предисловие		3Г лава I. Заэвтектоидные хромистые стали		51.	Состав хромистых заэвтектоидных сталей, применяемых в машино-	Vстроении 		5Стали для шарико- и роликоподшипников		5Инструментальные стали		122.	Влияние хрома на свойства заэвтектоидной стали		163.	Влияние марганца на свойства заэвтектоидной хромистой стали . .	20Глава II. Горячая механическая обработка 			251.	Выбор оптимального теплового режима		25Методы нагрева	•		25Скорость нагрева	• . . . • ....	26Температура нагрева		27а)	Влияние температуры нагрева на механические свойства ...	27б)	Влияние температуры нагрева на структуру и прочность ста¬
ли после деформации		31Охлаждение поковок		372.	Выбор оптимальной макроструктуры		38Глава III. Нормализация поковок и горячекатаной стали		49Глава IV. Отжиг поковок		601.	Назначение отжига 		602.	Тепловой режим отжига		60Скорость нагрева 		60Температура нагрева		61а)	Отжиг при температуре ниже точки Асг		61б)	Отжиг при температуре выше точки Ас\		63Продолжительность выдержки		66Скорость охлаждения		66Изотермический отжиг		683.	Влияние отжига на обрабатываемость хромистой стали		694.	Практическое выполнение операции отжига		76Отжиг поковок (колец и инструмента)		76Отжиг шаров 		805.	Дефекты отжига		83Пластинчатый перлит		83Неоднородный крупнозернистый перлит		85Карбидная сетка 		85Несоответствие твердости техническим условиям		85Глава V. Нормализация отожженной стали •		87382
Стр.Глава VI. Влияние исходной структуры на структуру и свойства закаленнойстали ... •	• . .	901.	Влияние исходной структуры на превращение перлита в аустенит .	902.	Влияние исходной структуры на структуру и состав твердого раствора	96Величина зерна			•		97Состав твердого раствора	103-Структура закаленной стали . . . •	106Влияние исходной структуры на технологичность операции закалки	112Область допустимых закалочных температур	112Растрескивание при закалке ... •	115Выбор исходной структуры для практических целей	116;.7 VI/. Механические свойства закаленной стали	119I. Г ючность закаленной стали	119i. J фарная вязкость	124I нюсоустойчивость	127:. ( шротивляемость длительным переменным нагрузкам	130). ( противление сжатию закаленной стали	1366.	I штактная выносливость закаленной стали	139-7.	1 юрдость закаленной стали				144ва \ II. Закалка заэвтектоидной хромоуглеродистой стали	1511.	I игре» 	•	151( юрость нагрева	151‘мпсратура нагрева	 . . . . •	152'ядсржка	• . . . . •	1542.	хлаждение	155ритичсская скорость закалки и прокаливаемость стали	155пртенситиое превращение	168иллждающие жидкости и закалочные устройства	1733.	Технология и оборудование для закалки деталей подшипников качения 1808ц:.»лка колец	180Зпкилка роликов	•	189Зпкалка шаров			•	195Закалка массивных изделий	• .	200Зпкалка железнодорожных подшипников	•	207Зпкалка крупногабаритных подшипников	213Ступенчатая закалка тонкостенных изделий	217Изотермическая закалка 		•	2244.	Термическая обработка подшипниковой стали с индукционнымнлгреиом	 	230Структурные превращения при индукционном нагреве подшипнико-|к>Г| стали под закалку 		230Астматический агрегат для термообработки колец с применениеминдукционного нагрева		236Расход электроэнергии при индукционном нагреве	237Комбинированный нагрев под закалку колец железнодорожныхподшипников	241ЛI пуск колец с индукционным нагревом	2415.	Термомеханическая обработка	2456/ Дефекты закалки и пути борьбы с ними	253Коробление (овальность)	253Изменение размеров 		258Несоответствие структуры и твердости техническим условиям . . .	269Растрескивание при закалке		272Мягкие пятна	276Окисление и обезуглероживание. Оборудование для приготовлениязащитных атмосфер	 . . . 	279|iwj IX. Отпуск закаленной заэвтектоидной хромистой стали	290383
Стр.Г лава X. Стабилизация размеров закаленных изделий	3051.	Стабилизация напряженного состояния	3062.	Стабилизация мартенсита	3103.	Стабилизация остаточного аустенита	312Глава XI. Термическая обработка штампов, инструмента и других изделий	3261.	Общие вопросы термической обработки хромоуглеродистых инстру¬
ментальных сталей			3272.	Технология термической обработки штампов, инструмента и другихизделий		337Штамповый инструмент (для холодной штамповки)	337Приспособления и детали машин	345Измерительный инструмент	346Режущий инструмент ; : . : :	347Слава XII. Высокохромистые стали и их термическая обработка	350Химический состав 	350Ковка 		•	353Отжиг			354Закалка	354Отпуск			364Обработка холодом	367Режимы термической обработки инструмента	• . . .	369Тепловая доводка 		370Литература	378Сдано в производство 2/Х1 1962 г. Подписано к печати 13/У 1963 г. Т-07107. Тираж 5000 экз.
Печ. л. 2-5 (4 вкл.). Бум. л. 12,5. Уч.-изд. л. 26,0. Цена 1 р. 45 к. Формат 60 X90‘/и-Зак 2597Харьковская типография Госгортехиздата. Харьков, ул. Энгельса, 11.