/
Текст
1
В. С. САГА РА Д 3 Е
*
L ... •
ПОВЫШЕНИЕ
' А
НАДЕЖНОСТИ
ЦЕМЕНТУЕМЫХ
ДЕТАЛЕЙ
I
BW
В С. С А Г А Р А Д 3 Е
ПОВЫШЕНИЕ
НАДЕЖНОСТИ
ЦЕМЕНТУЕМЫХ
ДЕТАЛЕЙ
П4.51
13
ДК 669.14.018.2 : 62—19
Сагарадзе В. С. Повышение надежности цементуемых
деталей. М., «Машиностроение», 1975, 216 с.
В книге обобщен опыт передовых заводов по разра-
ботке технологии изготовления цементованных деталей,
повышению их качества и надежности. Главное внима-
ние уделено вопросам усовершенствования технологии
цементации и последующей термической обработки тяже-
лонагруженных зубчатых колес.
Рассмотрено влияние различных режимов термиче-
ской обработки на свойства цементованной стали, описаны
различные виды дефектов, встречающиеся при производ-
стве цементуемых деталей, даны рекомендации по выбору
оптимальных режимов термической обработки, обеспечи-
вающих высокую прочность и надежность деталей, и по
устранению дефектов термической обработки. Описаны
методы контроля качества цементованных деталей.
Книга предназначена для инженерно-технических ра-
ботников термических цехов и лабораторий машинострои-
тельных предприятий и институтов
Табл. 27. Ил. 101. Список лит. 104 назв.
Рецензент И. С. Козловский
31103-117
038(01)-75 117'75
Издательство «Машиностроение», 1975 г.
ПРЕДИСЛОВИЕ
Химико-термическая обработка является одним из ме-
тодов повышения износостойкости и прочности деталей
машин. Такие операции как цементация и нитроцемен-
тация получили широкое применение на машинострои-
тельных заводах. Постоянно ведутся работы по усовер-
шенствованию этих видов химико-термической обработки
и последующих режимов термической обработки. Бла-
годаря этому значительно повышается качество и долго-
вечность цементуемых деталей, количество аварийных
поломок и других видов преждевременного выхода де-
талей из строя сокращается.
На машиностроительных заводах, где непосредственно
изготовляют и испытывают детали, внедряют новые марки
стали и технологические процессы, исследуют вышедшие
из строя детали и решают другие практические вопросы,
накопилось много данных, позволяющих правильно оце-
нить достоинства и недостатки тех или иных операций
цементации и последующей термической обработки и на-
метить пути совершенствования технологического про-
цесса производства деталей и контроля их качества.
Многие ценные данные по исследованию и эксплуата-
ции цементованных деталей не опубликованы, не систе-
матизированы. Некоторые операции цементации и терми-
ческой обработки цементованных деталей на разных за-
водах, а также различными исследователями оцениваются
по-разному, мнения бывают противоречивыми. Например,
при оценке влияния содержания углерода в стали на проч-
ность цементованной детали не всегда учитывалась вели-
чина сжимающих напряжений в цементованном слое.
Особенно много противоречивых мнений о влиянии
обработки холодом на свойства цементованных сталей.
1*
з
Некоторые исследователи не учитывают отрицательного
^влияния этой операции на свойства стали. Повышение
твердости при обработке холодом не всегда сопровож-
дается повышением износостойкости и прочности. Во
многих случаях снижается усталостная прочность це-
ментованных деталей и всегда повышается хрупкость
слоя. На одних заводах отказались от применения обра-
ботки холодом для деталей, изготовляемых из стали типа
V 20Х2Н4А, а на других заводах при изготовлении таких же
деталей из сталей тех же марок обработка холодом яв-
ляется обязательной операцией технологического про-
цесса. Можно привести примеры и по другим аналогич-
ным вопросам (устойчивый перегрев, остаточный аусте-
нит, обезуглероживание и др.).
Цель настоящей книги — систематизация и обобще-
ние заводского опыта по изготовлению, исследованию
и совершенствованию технологии производства тяжело-
нагруженных цементуемых деталей. Книга написана в ос-
новном по материалам исследований заводской лабора-
тории, выполненных в течение многих лет под руковод-
ством автора.
Глава 1
ХАРАКТЕРИСТИКА РАЗЛИЧНЫХ ВИДОВ
РАЗРУШЕНИЯ
ЦЕМЕНТОВАННЫХ ДЕТАЛЕЙ
В ПРОЦЕССЕ ИХ ЭКСПЛУАТАЦИИ
1. Общие сведения
об условиях работы цементованных деталей
и предъявляемые к ним требования
Долговечность деталей машин зависит от совершен-
ства конструкции, правильности выбора материала, ка-
чества механической и термической обработки, качества
сборки узлов, условий эксплуатации и других факторов.
При конструировании детали должны быть учтены не
только условия ее работы и испытываемые ею нагрузки
в процессе эксплуатации, но и поведение детали при
химико-термической и термической обработке. Например,
отсутствие галтелей и недостаточные радиусы закруглений
у основания зубьев зубчатого колеса ослабляют его проч-
ность. Отсутствие закруглений на торцах зубьев может
привести в процессе цементации к получению повышенной
концентрации углерода на ребрах зубьев и к образованию
сколов.
При выборе стали, кроме механических свойств и
. прокаливаемости, необходимо учитывать ее технологич-
ность и стоимость. Сталь не должна быть склонной к по-
лучению при цементации повышенной концентрации угле-
рода в поверхностной зоне, к повышенной деформации и
к перегреву. Способность сохранять мелкозернистое строе-
ние особенно необходима для деталей, подвергаемых це-
ментации при высоких температурах, и для деталей, за-
каливаемых с цементационного нагрева. Желательно,
чтобы для изготовления деталей из выбранной стали не
требовалось бы сложного технологического процесса тер-
мической обработки, чтобы сталь хорошо обрабатывалась
резанием, не была склонной к образованию трещин при
шлифовании, не содержала дорогостоящих и дефицитных
элементов или содержала их мало.
Для обеспечения хорошей работоспособности цемен-
туемых деталей необходимо установить оптимальную глу-\
бину цементованного слоя, получить в нем оптимальную
5
концентрацию углерода, правильно выбрать условия ох.
лаждения после цементации и режим последующей тер-
мической обработки.
Не менее важным является качество механической
обработки. Наличие подрезов, отсутствие галтелей или
недостаточные радиусы закруглений вызывают местные
концентрации напряжений в процессе термической обра-
ботки и при эксплуатации деталей. Повышенный наклеп
от механической обработки может быть причиной повы-
шенной деформации при нагревах для термической об-
работки.
Большое влияние на качество и долговечность деталей
оказывает чистота поверхности после механической обра-
ботки, а для шлифуемых деталей — режим шлифования.
Отпуск поверхностного слоя при шлифовании может при-
вести к значительному снижению усталостной прочности
цементуемых деталей.
Долговечность деталей в эксплуатации в значитель-
ной степени зависит от правильной сборки узлов с дан-
ными деталями. Всевозможные неточности, перекосы и
другие дефекты сборки могут быть причиной прежде-
временного выхода деталей из строя. Большое значение
для долговечности деталей имеет и правильная их эксплуа-
тация. Дефекты эксплуатации (недоброкачественная
смазка, неправильное переключение скоростей, неполное
зацепление зубьев, попадание между зубьями посторон-
них предметов и т. д.) могут быть причиной поврежде-
ния вполне годных деталей.
Требования, предъявляемые к цементуемым деталям,
определяются в первую очередь условиями их службы.
Общим для всех деталей является износостойкость. Для
J тяжелонагруженных деталей, кроме того, требуется вы-
сокая прочность, сопротивление продавливанию слоя,
стойкость против образования питтингов. Если детали
подвергаются ударным нагрузкам, то они должны обла-
дать стойкостью против образования сколов.
Из перечисленных основных факторов, влияющих на
долговечность цементуемых деталей, в настоящей книге
рассматриваются главным образом те, которые связаны
с качеством выбранного для деталей материала, режимом
цементации и режимом последующей термической обра-
ботки.
6
2. Стали, применяемый для цементуемых деталей
Выбор стали, а также режим химико-термической и
термической обработки определяются условиями службы
деталей в конструкции. Для малонагружениых деталей,
не испытывающих в работе значительных напряжений,
можно применять низкоуглеродистые стали с незакален-
пой сердцевиной. К таким сталям относятся стали 10,
15 и 20 (ГОСТ 1050—60), а также стали Ст2, СтЗ и Ст5
(ГОСТ 380—71). Низкоуглеродистые цементуемые стали
применяют для деталей железнодорожного транспорта,
сельскохозяйственных машин, станков и др. После цемен-
тации и термической обработки детали, изготовленные из
пизкоуглеродистых сталей, приобретают высокую поверх-
ностную твердость и износостойкость. Свойства сердце-
вины соответствуют нормализованной или термоупроч-
ненной низкоуглеродистой стали.
Для средне- и тяжелонагруженных деталей, наряду .
с хорошей износостойкостью, сталь должна обладать бо-
лее высокими механическими свойствами, чтобы обеспе-
чить требуемую прочность при статических и повторно-
переменных нагрузках, а также высокое сопротивление
большим давлениям (для предотвращения продавливания
слоя и образования питтингов). По сравнению с углеро-
дистыми сталями более высокую прочность и лучшую про-
каливаемость имеют хромистые стали 15Х, 20Х, 15ХР и
хромованадиевые 15ХФ и 20ХФ. Еще более высокие
механические свойства и более глубокую прокаливаемость
обеспечивают хромомарганцевые и хромомарганцевотита-
повые стали 18ХГ, 18ХГТ, 25ХГТ. Эти стали широко при-
меняются в автомобилестроении. Введение бора в эти
стали повышает их прокаливаемость, а введение цирко-
ния способствует сохранению мелкозернистого строе-
ния при нагреве до высоких температур.
Для тяжелонагруженных деталей применяют хромо-
никелевые и хромоникельвольфрамовые стали 12ХНЗА, (/
12Х2Н4А, 20Х2Н4А и 18Х2Н4МА. В последние годы
для тяжелонагруженных деталей разработаны новые марки
сталей с меньшим содержанием никеля и без никеля.
К таким сталям относятся 15ХГНР и 20ХГНР, рекомен-
дуемые взамен стали 20ХНЗА и 20Х2Н4А для зубчатых
колес, валов, осей и других деталей, стали 14ХГ2НР и
14ХГ2СР (вместо сталей 12Х2Н4А и 20Х2Н4А) для
особо ответственных и тяжелонагруженных деталей,
7
стали 15ХНГ2ВА и 15Х2Г2СВА (вместо сталей 20Х2Н4А
и 18Х2Н4МА) для зубчатых колес, работающих в очень
тяжелых условиях.
В ГДР и ФРГ вместо хромоникелевых сталей приме-
няют хромомарганцевые 16МпСг5 (0,14 — 0,19% С, 1,0 —
1,3% Мп, 0,8—1,1% Сг) и 20МпСг5 (0,17—0,22% С,
1,1—1,4% Мп, 1,0—1,3% Сг) и хромоникелевые, но
с меньшим содержанием никеля 18CrNi8(0,15 — 0,20%С,
0,4 — 0,6% Мп, 1,8 — 2,1% Сг, 1,8—2,1% Ni). Применяют
также хромомарганцевомолибденовые стали 20МоСг4
(0,17—0,22% С, 0,6—0,8 Мп, 0,3—0,5% Сг, 0,4— 0,5 %Мо)
и стали с добавкой бора (23CrMoB33). Эти стали исполь-
зуют для цементуемых зубчатых колес автомобилей
«Mercedes» [1031.
В промышленности США применяют никелевые, хро-
моникелевые, молибденовые (с повышенным содержанием
марганца) и никельмолибденовые стали. Наиболее широко
используют стали, содержащие молибден. Согласно иссле-
дованиям А. М. Тарасова [87] для цементуемых деталей
автомобилей фирмы Форд, Додж и Шевроле наиболее
широко применяют стали серий 8600 (0,7— 0,9% Мп,
0,4 —0,6% Сг, 0,15 — 0,25% Мо, 0,4 — 0,7% Ni) и
серии 4000 (0,7—'0,9% Мп, 0,2—0,3% Мо) с содержанием
углерода 0,20— 0,28%. А. Д. Ассонов [3] приводит
данные фирмы «Глиссон», согласно которым большинство
американских автомобильных фирм применяют для изго-
товления зубчатых колес заднего моста стали серии 4000
с содержанием углерода 0,25 —0,30%, серии 4500 (0,45 —
0,70% Мп, 0,45 — 0,60% Мо) с содержанием углерода
0,18 — 0,24%,.серии 8600 и 4100 (0,7 — 0,9% Мп, 0,08—
0,15% Мо и 0,4 — 0,6%Сг) с содержанием углерода
0,18—0,23%.
3. Повреждения деталей
вследствие износа цементованной поверхности
Износ цементованной поверхности является одной из
главных причин преждевременного выхода деталей из
строя. Существует много видов износа. Они зависят от
условий работы деталей, вида трения, окружающей среды,
наличия или отсутствия смазки и т. д. Было предложено
несколько классификаций видов износа, однако единой
классификации до настоящего времени еще не соз-
дано.
8
Применительно к цементуемым деталям, главным об-
разом к зубчатым передачам, из предложенных в класси-и
фи нациях видов износа можно выделить следующие: ме-
ханические, молекулярно-механические и коррозионно-
механические [94].
К механическому износу относятся абразивный износ,
износ вследствие пластического деформирования, износ
вследствие хрупкого разрушения, усталостный износ.
К молекулярно-механическому износу относятся ад-
гезионный и тепловой износ. По классификации В. И. Кос-
тецкого адгезионный износ — это схватывание первого
рода, а тепловой — схватывание второго рода.
К коррозионно-механическому износу относятся окис-
лительный износ и износ в условиях агрессивного дей-
ствия жидкой среды.
Абразивный износ представляет собой удаление ма-
териала с изнашиваемой поверхности под режущим или
царапающим действием твердых частиц. Такими частицами
могут быть песок, окалина, твердые продукты изнаши-
вания и др. Абразивный износ обычно имеет место в откры-
тых передачах, но может встречаться и в закрытых пере-
дачах при наличии в смазке твердых частиц.
Износ вследствие пластического деформирования про-
исходит путем постепенного перемещения поверхностных
слоев металла под действием сил трения. Этот'вид износа
может не сопровождаться потерей массы детали, но при-
водит к изменению размеров. Происходит он чаще всего
в пластичных металлах, однако пластическое течение ме-
талла наблюдается и в очень твердых цементованных
деталях. Б. Д. Грозин показал, что на зубьях цемен-
тованных и закаленных зубчатых колес в процессе ра-
боты происходит пластическая деформация поверхност-
ных слоев и связанное с этим изменение рельефа
поверхности, микротвердости и внутренних напряже-
ний [181.
Возможность пластической деформации твердой и хруп-
кой поверхностной зоны объясняется тем, что при высоких
давлениях и при контактном приложении нагрузки де-
формируемые поверхностные слои зубьев находятся в со-
стоянии неравномерного всестороннего сжатия. В таких
условиях твердые и хрупкие материалы деформируются
пластично. В результате повторных пластических дефор-
маций поверхностный слой металла сильно наклепывается,
становится хрупким и затем разрушается.
9
Адгезионный износ происходит путем схватывания ме-
таллов при совместном пластическом деформировании.
В данном случае имеется в виду соединение металлов без
нагрева в отличие от сварки, происходящей при нагреве
до высоких температур. Так как трущиеся поверхности
находятся в движении, то возникающие в местах контакта
связи снова разрушаются. Разрушение происходит по
более слабому металлу. В результате таких схватываний
и разрывов происходит перенос металла с одной детали
на другую, наволакивание металла на одной из деталей,
появление на поверхности рисок, задиров, заедания. По
Б. И. Костецкому этот вид износа происходит при тре-
нии скольжения с относительно малыми скоростями пере-
мещения трущихся поверхностей, при давлениях, пре-
вышающих предел текучести материала в месте контакта,
и при отсутствии смазки и защитной окисной пленки [41 ].
В зубчатых передачах, работающих со смазкой, указан-
ный вид износа может происходить при разрыве масляной
пленки и появлении непосредственного контакта между
трущимися поверхностями.
Тепловой износ происходит при трении скольжения
с большими скоростями и при больших давлениях, вызы-
вающих разогрев поверхностных участков металла до
высоких температур. В результате разогрева понижается
прочность поверхностных слоев, происходит их размяг-
чение и создаются благоприятные условия для схваты-
ния. Для возникновения металлической связи между
деталями при тепловом износе контактирующие участки
поверхности должны быть свободными от пленок, окис-
лов и адсорбированных на поверхности веществ.
Применительно к тяжелонагруженным цементован-
ным зубчатым колесам, работающим в условиях обиль-
ной смазки, тепловой износ не происходит. Однако при
неправильной эксплуатации зубчатых передач и в этом
случае может быть сильный износ зубьев. В качестве
примера можно привести случай, когда вполне годные
зубчатые колеса, хорошо работавшие в условиях обиль-
ной смазки, после разборки и осмотра узла были пущены
в эксплуатацию без смазки. В течение очень короткого
времени они вышли из строя — зубья были разогреты и
смяты.
Окислительный износ по классификации Б. И. Костец-
кого наступает после износа схватыванием первого рода
при увеличении скорости скольжения [41 ]. При дальней-
10
шем увеличении скорости скольжения и при больших
давлениях окислительный износ переходит в тепловой.
Сущность окислительного износа состоит в том, что кис-
лород воздуха при трении без смазки или кислород, рас-
творенный в масле, при трении со смазкой вступают во
взаимодействие с металлом и образуют на нем окисные
пленки. Эти пленки в процессе трения в местах контакти-
рования поверхностей деталей препятствуют схватыва-
нию. В процессе трения окисные пленки постепенно из-
нашиваются или отрываются от металла и удаляются со
смазкой. Затем пленки образуются вновь и процесс пов-
торяется. При окислительном износе степень износа
получается меньше, чем при других видах изнашивания.
По данным И. Г. Носовского газовая среда оказывает
значительное влияние на износ стали [54]. При трении
в атмосфере кислорода наблюдается только окислитель-
ный износ. При отсутствии кислорода в окружающей
среде происходит только тепловой износ. Интенсивность
теплового износа может в несколько десятков раз превы-
шать интенсивность окислительного износа.
Большое влияние на износ оказывает смазка. Приме-
нение смазки может в десять раз снизить сопротивление
трению и в тысячи раз снизить износ [94]. Введение про-
тивозадирных присадок к маслам приводит к образованию
на контактирующих поверхностях соединений железа
с активными элементами присадок (серой, фосфором, хло-
ром и др.). Образующиеся сульфидные, фосфидные и хло-
ридные пленки препятствуют непосредственному метал-
лическому контакту трущихся поверхностей, благодаря
чему устраняется схватывание, уменьшается трение, сни-
жается температура в местах контакта и значительно
уменьшается интенсивность износа. В практике работы
одного из заводов был случай, когда зубчатая пара из
легированной цементованной и закаленной стали сильно
изнашивалась даже при применении жидкой смазки.
Только применение осерненной смазки (добавка осернен-
ного нигрола к маслу) позволило предотвратить повышен-
ный износ.
На процесс изнашивания оказывает влияние шеро-
ховатость трущихся поверхностей. Различают исходную
шероховатость, полученную после механической обра-
ботки, и шероховатость эксплуатационную, при которой
детали работают длительное время. Переход от исходной
шероховатости к эксплуатационной происходит в период
приработки. Мягкие поверхности прирабатываются быст-
рее. Приработка твердых поверхностей происходит в те-
чение длительного времени. Поэтому требования к ше-
роховатости поверхности цементованных закаленных де-
талей должны быть более высокими.
На износостойкость значительно влияет структура и
свойства материала трущихся деталей. При этом необхо-
димо учитывать, что в процессе трения происходят изме-
нения в структуре и свойствах поверхностных слоев
трущихся металлов. И. В. Крагельский при анализе
процесса трения и износа различает три последователь-
ных этапа [43]: 1) взаимодействие поверхностей, 2) из-
менения, происходящие на соприкасающихся поверхно-
стях в процессе трения, 3) разрушение поверхностей.
Изменения в поверхностных слоях происходят в ос-
новном под действием значительных деформаций, приво-
дящих к нагреву, вследствие физического и химического
взаимодействия с окружающей средой и других факто-
ров. Поэтому в трении обычно участвуют материалы, из-
мененные по сравнению с исходными. М. И. Любарский
считает, что при выборе стали для работы в тяжелых усло-
виях следует принимать во внимание не только исходную
структуру, но и структуру, формирующуюся в процессе
трения [461.
Рассмотрим некоторые виды износа тяжелонагружен-
ных цементованных и закаленных зубчатых колес, изго-
товленных из легированной стали (рис. 1—5). Зубчатые
колеса работали в условиях жидкостной смазки. При
нормальных условиях работы и качественной смазке
зубья после приработки имели хорошую внешнюю по-
верхность без следов повышенного износа. Однако при
неудовлетворительном качестве смазки, при неправиль-
ном или неполном зацеплении зубьев по длине и при
других нарушениях нормальной работы зубчатых колес
происходил их повышенный износ, поломки и другие
повреждения.
На рис. 1 показана рабочая поверхность зуба с нали-
чием задиров у ножки зуба. Появление таких дефектов
вызвано разрывом масляной пленки и схватыванием кон-
тактируемых поверхностей. На рис. 2 представлена по-
верхность зуба с наволакиванием металла на головке зуба,
а на рис. 3 показаны зубья с очень сильным износом
по всей поверхности. В обоих случаях повышенный из-
нос связан с неудовлетворительным качеством смазки.
12
Рис. 1. Задиры у ножки зуба
Рис. 2. Наволакивание металла по боко-
вой поверхности зуба
Рис. 3. Зубья с большим износом
Рис. 4. Повышенный износ на боко-
вой поверхности зубьев
На рис. 4 показан зуб
с равномерным, но по-
вышенным износом. По-
видимому, и в данном
случае повышенный
износ связан с качест-
вом смазки или с при-
сутствием в ней твердых
частичек, вызвавших
абразивное изнашива-
ние. На некоторых зуб-
чатых колесах, вышед-
ших из строя вследствие
износа, выработка была неравномерной по длине зуба —
с одного конца зуба она была шире и глубже, а с дру-
гого конца уже и менее глубокой, т. е. углубление от
износа имело вид конуса. Такой вид износа связан с не-
полным контактом сопряженных зубьев. Этот дефект
получился в результате неточности изготовления зубча-
тых колес или неточности сборки, вызвавшей перекос
зубьев. Внешний вид зубьев с большим конусным изно-
сом представлен на рис. 5. Это зубчатое колесо в про-
цессе работы постепенно выходило из зацепления, что
приводило к местным перегрузкам зубьев и повышенному
износу сначала цементованного слоя, а затем к более
быстрому износу сердцевины. Все зубчатые колеса,
зубья которых показаны на рис. 1—5, имели нормальную
структуру, а по твердости цементованного слоя и сердце-
вины отвечали установленным нормам.
Рис. 5. Зубья с большим конусным из-
носом
14
Рис. 6. Сильно поврежденный торец
леса. Х4
втулки зубчатого ко-
На рис. 6 показана часть торцовой поверхности втулки
зубчатого колеса с сильным повреждением. Такое повре-
ждение поверхности, по-видимому, произошло в резуль-
тате разогрева, схватывания и разрыва контактируемых
поверхностей. По условиям работы торец втулки зубча-
того колеса контактирует с торцом другой втулки при
больших давлениях и при небольших смещениях контак-
тируемых втулок.
На снижение износостойкости могут влиять также де-
фекты материала зубчатого колеса и его термической обра-
ботки. Так, например, при непродолжительной эксплуа-
тации зубчатой пары цементованных деталей, из которых
одна была закалена, а другая случайно не закалена, ока-
залось, что закаленное зубчатое колесо повреждений не
имело, а у незакалеипого все зубья были полностью из-
ношены.
На износ влияет пониженная твердость, анормальность
структуры, присутствие в структуре повышенного коли-
чества остаточного аустенита, а также характер и коли-
чество карбидов в поверхностной зоне цементованного
слоя.
Принято считать, что более высокая твердость дает
меньший износ. На цементованной поверхности зубчатых
колес, изготовленных из стали 20Х2Н4А, твердость дол-
жна быть HRC 59—62. Однако повышенный износ встре-
чается и в зубчатых колесах твердостью HRC 61—62
15
и в то же время были случаи, когда зубчатые колеса твер-
достью HRC 57—58 после длительной эксплуатации имели
хороший внешний вид и минимальный износ. Надо пола-
гать, что небольшие колебания в. твердости значительно
не отразятся на износостойкости. При получении резко
пониженной твердости износостойкость будет понижена.
Необходимо также учитывать, что при очень высокой
твердости, например полученной после обработки холо-
дом, износостойкость может не повыситься.
Присутствие в структуре повышенного количества
остаточного аустенита является нежелательным. Боль-
шинство исследователей считают, что аустенит снижает
износостойкость цементованного слоя. Однако И. М. Лю-
барский показал, что остаточный аустенит ведет себя
по-разному — быстро охлажденный после цементации
аустенит по сравнению с медленно охлажденным лучше
сопротивляется износу при трении [46].
Для повышения износостойкости нешлифованных зуб-
чатых колес на практике стремятся иметь в поверхност-
ной зоне мелкие глобулярные карбиды. Положительное
влияние глобулярных карбидов на повышение износо-
стойкости цементованного слоя можно иллюстрировать
данными по статистической обработке материалов исследо-
вания зубчатых колес, преждевременно вышедших из
строя.
Все исследованные зубчатые колеса (их было более
300) по содержанию избыточных глобулярных карбидов
были разбиты на четыре группы. В группу I вошли зуб-
чатые колеса, в которых отсутствовали глобулярные кар-
биды в наружной зоне цементованного слоя, в группе II —
зубчатые колеса с небольшим количеством глобулярных
карбидов, в группу III — зубчатые колеса со средним,
а в группа IV — с большим количеством глобулярных
карбидов. Число зубчатых колес каждой группы в про-
центах от общего числа исследованных деталей и из
числа деталей с повышенным износом представлено
в табл. 1. Из этой таблицы видно, что с увеличением коли-
чества глобулярных карбидов в поверхностной зоне цемен-
тованного слоя износостойкость повышается. Если в об-
щем числе исследованных зубчатых колес группа I со-
ставляет 6%, то из числа зубчатых колес с повышенным
износом она достигает 29%. Наоборот, если из общего
числа зубчатых колес группа IV составляет 24%, то
из числа зубчатых колес с повышенным износом на долю
16
Таблица 1
Влияние карбидов на износостойкость цементованного слоя
Зубчатые колеса Число зубчатых колес (%) в группах
I II Ш IV
Все исследованные (100%) С повышенным износом 6 29 41 24
(100%) 29 42 23 6
этой группы приходится всего 6%. Таким образом, по
износу выходят из строя в первую очередь зубчатые ко-
леса, не имеющие глобулярных карбидов, и лишь незна-
чительное число зубчатых колес с большим количеством
глобулярных карбидов.
4. Повреждения деталей
вследствие образования питтингов
Одним из видов повреждения деталей, работающих
при контактном нагружении, является выкрашивание ча-
стичек поверхностного слоя с образованием ямок, по виду
похожих на оспообразные углубления. Такой вид дефекта
называют питтингом. На рис. 7 показан внешний вид
питтингов на зубьях цементованных и закаленных зубча-
тых колесе, бывших в эксплуатации. Момент откалыва-
ния чешуек поверхностного слоя показан на рис. 8.
Рис. 7. Питтинги на боковой поверхности зуба
2 В. С. Сагарадзе 17
Рис. 8. Откалывание чешуек поверхностного
слоя при образовании питтингов. Х50
Питтингообразование бывает ограниченным и прог-
рессирующим. Первое получается вследствие конценра-
ции напряжений в местах поверхностных неровностей.
В процессе работы неровности сглаживаются и питтинго-
образование прекращается. Прогрессирующее питтин-
гообразование быстро растет, захватывает значительную
часть контактирующих поверхностей, нарушает нормаль-
ные условия работы деталей и приводит их в негодность.
Изучением природы и механизма образования питтингов
занимались многие исследователи [56, 89, 62, 39]. Обра-
зование питтингов рассматривают как усталостное раз-
рушение поверхностных зон металла при контактном на-
гружении.
Усталостное разрушение происходит от действия ка-
сательных напряжений сдвига. При контакте под нагруз-
кой двух цилиндров с параллельными осями в зоне кон-
такта образуются нормальные напряжения, максимальная
величина которых соответствует поверхности контакта и
уменьшается с удалением от поверхности. В зоне контакта
образуются также касательные напряжения, наибольшая
величина которых на некоторой глубине от поверхности,
а при приближении к поверхности величина их умень-
шается. Отношение наибольших касательных напряжений
на поверхности к напряжениям на глубине приблизи-
тельно соответствует 2 : 3. Если контактируемые поверх-
ности перекатываются одна по другой со скольжением, то
на поверхности дополнительно возникают касательные
нагрузки, которые увеличивают величину касательных
напряжений. При этом касательные напряжения увели-
чиваются тем больше, чем ближе они к поверхности.
18
Необходимо также учитывать, что поверхностные ело
металла ослаблены внешними механическими воздет
ствиями (трение, износ, окисление, пластическое течени
металла и др.). Все это приводит к тому, что появлени
предпиттинговых трещин, ведущих в дальнейшем к обрг
зованию питтингов, начинается не в зоне максимальны
напряжений на некоторой глубине от поверхности, а н
поверхности. Это подтверждается работами болыпинств
исследователей [56,89,62]. На основании этих рабе
механизм образования питтингов можно представить сл(
дующим образом.
Вследвие усталости металла на поверхности в зо
контакта в процессе работы деталей появляются микрс
трещины, которые постепенно увеличиваются,и под влия
нием расклинивающего действия жидкой смазки они мс
гут достигать значительных размеров, вызывая отдела
ние от поверхности частичек металла с образование]
ямок. При отсутствии жидкой смазки рост образовав
шихся микроскопических трещин прекращается и вык
рашивания не происходит. Выкрашивания может не пре
изойти также и при повышенном износе от истирания
например, при наличии в смазке абразивных частиц, та
как в этом случае поверхностный слой с наличием микро
трещин и сдвигов по плоскостям скольжения удаляется пр;
износе, и очаги усталостного выкрашивания исчезают.
Имеются и другие объяснения природы и механизм,
образования питтингов. В работе [101] выдвинута гипо
теза, согласно которой питтинги образуются вследстви
потери устойчивости и скалывания поверхностных слое:
металла под действием накапливающихся в них в процесс
эксплуатации остаточных сжимающих напряжений. По,
действием многократно повторяющихся деформаций по
верхностный слой стремится расшириться, в результат
чего в нем возникают сжимающие напряжения, а в слое
находящемся под ним уравновешивающие его растягиваю
щие напряжения. Это ведет к потере устойчивости, т. е
к образованию на поверхности волнистости или бугор
ков, что приводит к отрыву поверхностного слоя от основа
ния и к скалыванию. Согласно этой гипотезе первоначаль
ные трещины возникают не на поверхности, а на глубин»
с последующим выходом на поверхность.
Хотя эта гипотеза и объяснила многие известны»
факты, характерные для питтинговых разрушений, боль
шинство исследований подтверждает правильность пер
2* 1<
вой теории образования питтингов, т. е. усталостного
их происхождения с началом образования предпиттин-
говых трещин иа поверхности.
При исследовании цементованных и закаленных зуб-
чатых колес с наличием питтингов автор данной книги
также наблюдал, что начинаются они на поверхности.
Из большого числа исследованных зубчатых колес ни на
одном не было обнаружено внутренних трещин, не выхо-
дящих на поверхность. В работе [89] не отрицается воз-
можность образования внутренних предповерхностных
трещин, связанных с усталостью металла под действием
контактных напряжений. Такие трещины могут образо-
ваться в азотированных и цементованных деталях под
действием больших растягивающих напряжений в под-
корковой зоне. Такой вид разрушения называют отслаи-
ванием.
Наиболее характерными цементуемыми деталями, под-
верженными образованию питтингов, являются зубчатые
колеса. На зубьях зубчатых колес питтинги зарождаются
на поверхности ножки зуба вблизи полюсной линии.
В этом месте скорости скольжения небольшие и соответ-
ствуют максимуму коэффициента трения. Повышение тре-
ния, увеличивая контактные напряжения, создает благо-
приятные условия для образования предпиттинговых уста-
лостных трещин [89]. При дальнейшей работе трещина
растет под некоторым углом к поверхности в сторону пе-
ремещения зоны контакта. На зубе ведущего зубчатого
колеса трещина растет в направлении к вершине зуба,
а на зубе ведомого колеса — в направлении к основанию
зуба. Поверхность головки зуба является опережающей —
она приходит в зону контакта сжатой, а поэтому более
устойчива против образования питтингов. На ней пит-
тинги обычно не образуются. Поверхность ножки зуба —
это поверхность отстающая — она приходит в зону кон-
такта растянутой, а поэтому стойкость ее против образо-
вания питтингов снижается.
Основными факторами, вызывающими образование пит-
тингов на зубьях зубчатых колес, являются нагрузка, ка-
чество и сорт смазки, чистота поверхности, качество ма-
териала детали, наличие остаточных напряжений и раз-
личных дефектов обработки в поверхностной зоне и др.
Наиболее высокую несущую способность имеют зуб-
чатые передачи с равномерным распределением нагрузки
по длине зубьев в зацеплении. Однако, как указывает
20
Л. И. Кораблев, в действительности всегда имеют место
погрешности в изготовлении деталей и в сборке узлов,
упругие деформации валов и другие причины, создающие
неравномерное распределение нагрузки по длине и про-
филю зубьев [39]. При неравномерном распределении на-
грузки по длине зуба питтинги располагаются у одного
из краев зуба. При перекосе рабочих поверхностей зубьев
в двух взаимно перпендикулярных плоскостях контакт-
ные разрушения располагаются в средней части зуба.
Местные концентрации напряжений, способствующие
образованию питтингов, могут быть вызваны погрешно-
стями механической обработки, наличием волнистости на
рабочих поверхностях. Искажения профиля рабочих по-
верхностей, получившиеся в процессе эксплуатации, также
могут быть причиной контактных разрушений зубьев.
К образованию питтингов могут привести перегрузки
зубчатых передач при неправильной эксплуатации и при
тяжелых условиях работы машин.
Значительное влияние на образование питтингов ока-
зывает качество и сорт смазки. С. В. Пинегин рассматри-
вает как положительное, так и отрицательное влияние
смазки на образование питтингов [62]. С одной стороны,
смазка тормозит образование питтингов, так как она от
водит теплоту и выравнивает температуру между сопря-
женными деталями, снижает трение, образует гидродина-
мическую пленку на поверхности контакта, выравнивая
при этом давление. С другой стороны, смазка способст-
вует развитию питтингов, так как она проникает в поры и
микротрещины и расклинивает их вследствие адсорб-
ционных свойств и механического действия при сжатии
поверхностей.
Повышение вязкости смазки задерживает образование
питтингов, так как затрудняет проникновение смазки
в трещины. Введение в смазку аптизадирных добавок
или добавок, действующих как абразив, затрудняет обра-
зование предпиттинговых трещин, благодаря чему повы-
шается контактная выносливость. М. Д. Безбородько
пишет, что выбор смазочных материалов для редукто-
ров часто является не менее важным, чем выбор металла
для зубчатых колес [7].
Большое влияние на снижение контактной выносли-
вости оказывают дефекты шлифования. В результате на-
рушения режима шлифования или применения жестких
режимов шлифования вообще на шлифованной поверх-
21
ности образуются неоднородные зоны с мартенситными,
аустенитными и трооститными структурами. Неоднород-
ные зоны могут образоваться и по глубине слоя: с поверх-
ности — зона вторичной закалки, а под ней зона отпуска.
Появление структурной неоднородности при шлифовании
сопровождается возникновением значительных внутрен-
них напряжений первого рода. Мартенситные зоны испы-
тывают сжимающие напряжения, а трооститные — рас-
тягивающие. Наличие растягивающих напряжений в тро-
оститных зонах приводит к снижению контактной проч-
ности.
Значительное влияние на образование питтингов ока-
зывают свойства применяемой стали и ее микрострук-
тура. Г. К-' Трубин приводит данные опытов Вея и Бакин-
гема, согласно которым при повышении твердости стали
НВ от 150 до 460 предел усталостного выкрашивания при
контактном нагружении увеличивается в 3—3,5 раза
[89]. Наивысшую стойкость против контактного разру-
шения имеют цементованные стали, обладающие наиболее
высокой твердостью по сравнению с улучшенными сталями.
При этом предполагается, что цементованные стали имеют
достаточно высокую твердость сердцевины и достаточную
глубину слоя, предотвращающие продавливание и ра-
стрескивание слоя при тех давлениях, которые детали
испытывают в работе.
В этой же работе приведены результаты исследования
С. Ф. Щетинина по влиянию способа упрочнения поверх-
ностного слоя на контактную выносливость зубчатых
колес. Исследованию подвергались зубчатые колеса из
стали 40X с объемной закалкой и закалкой с нагревом
токами высокой частоты с обработкой и без обработки
дробью, а также зубчатые колеса из стали 20Х после
цементации и закалки. Наиболее высокая контактная
выносливость получена в цементованных зубчатых коле-
сах, имевших наиболее высокую твердость (HRC 58—60)
по сравнению с зубчатыми колесами из стали 40Х. Анало-
гичные результаты по влиянию твердости на контактную
прочность приведены в работе [611.
Однако и цементованная сталь может иметь различ-
ную контактную выносливость в зависимости от микро-
структуры. Присутствие в структуре карбидной сетки, ос-
таточного аустенита, следов перегрева, обезуглерожи-
вания и других дефектов влияет на контактную выносли-
вость. При одинаковой твердости цементованная сталь
22
может иметь разную питтингостойкость. Иногда более
высокой твердости может соответствовать более низкая
питтингостойкость. Например, при обработке холодом
цементованной стали с повышенным количеством остаточ-
ного аустенита твердость значительно повышается, а кон-
тактная прочность не повышается [6] или даже сни-
жается [5 J.
О влиянии структуры цементованного слоя на обра-
зование питтингов единого мнения нет. Одни исследова-
тели считают присутствие в структуре цементованного
слоя остаточного аустенита вредным, так как он вызывает
раннее появление питтингов. Другие исследователи, на-
оборот, считают, что цементованный слой с большим коли-
чеством остаточного аустенита, получившийся в резуль-
тате непосредственной закалки деталей из ящика, лучше
противостоит образованию питтингов по сравнению с ма-
ртенситной структурой, получившейся после двойной за-
калки. По мнению этих исследователей, тонкая мартен-
ситная корка без избыточного цементита больше подвер-
жена образованию питтингов, чем толстая корка мартен-
сита с карбидной сеткой. С. Ф. Щетинин считает, что
мартенсит с отдельными включениями карбидов дает
более высокую стойкость против образования питтингов
по сравнению со структурамиДтроостита и мартенсита
без карбидов [89].
Для установления влияния остаточного аустенита и
карбидной сетки на образование питтингов была произ-
ведена статистическая обработка результатов исследова-
ния большого количества зубчатых колес, вышедших из
строя по разным причинам, в том числе из-за появления
питтингов. Зубчатые колеса были изготовлены из стали
12Х2Н4А, проходили цементацию при 900° С на глубину
1,5—1,9 мм, закалку при 800° С и отпуск при 140° С.
Зубья шлифованию не подвергали.
Все исследованные аварийные зубчатые колеса были
разбиты на три группы по содержанию аустенита и на
две группы по величине карбидной сетки. По остаточному
аустениту в группу I вошли зубчатые колеса с незначитель-
ным количеством аустенита, в группу II — со средним
количеством аустенита, а в группу III — с большим ко-
личеством аустенита. Число зубчатых колес каждой
группы из общего числа исследованных зубчатых колес
и из числа зубчатых колес, имеющих питтинги, пред-
ставлено в табл. 2. Из этой таблицы следует, что зубча-
23
Таблица 2
Влияние количества остаточного аустенита
на образование питтингов и сколов
Зубчатые колеса Число зубчатых колес (%) в гр'уппах
I II III
Все исследованные (100%) .... 75,4 15,0 9,6
С питтингами (100%) 63,0 23,1 13,9
Со сколами (100%) 53,7 14,8 31,5
тые колеса с небольшим количеством аустенита в меньшей
степени подвержены образованию питтингов. Если из
числа всех зубчатых колес группа I составляет 75,4%,
то в числе зубчатых колес с питтингами она составляет
63,0%. Наиболее подвержены образованию питтингов
зубчатые колеса групп II и III. Процент их в числе зуб-
чатых колес с наличием питтингов приблизительно в пол-
тора раза выше, чем в числе всех исследованных зубча-
тых колес.
Таким образом, приведенные данные показывают, что
остаточный аустенит при повышенном его содержании спо-
собствует образованию питтингов. Однако при оценке
влияния остаточного аустенита на образование питтин-
гов, а также на износ, сколы и появление других дефек-
тов, необходимо учитывать, как получен аустенит, содер-
жание в нем углерода, величину зерна, характер его рас-
положения.
В рассмотренном выше конкретном случае для деталей
из стали 12ХН4А, когда после цементации не произво-
дился высокий отпуск, повышенное количество остаточ-
ного аустенита сопровождалось получением крупнозер-
нистой структуры в местах его залегания. Возможно это
и было главной причиной снижения стойкости против
образования питтингов. Поэтому введение высокого от-
пуска после цементации для стали 12Х2Н4А оказалось
полезным: оно способствовало не только уменьшению
питтингов, но и снижению других повреждений.
По величине карбидной сетки в первую группу вошли
зубчатые колеса с глубиной залегания карбидной сетки
менее 0,3 мм, а во вторую группу — зубчатые колеса
с более глубоко залегающей карбидной сеткой. Из табл. 3
24
Таблица 3
Влияние глубины залегания карбидной сетки
на образование питтингов
Зубчатые колеса Число зубчатых колес в % с глубиной залегания кар- бидной сетки
меньше 0,3 мм больше 0,3 мм
Все исследованные (100%) 84,2 15,8
С питтингами (100%) 80,0 20,0
видно, что зубчатые колеса с крупной карбидной сеткой
быстрее выходят из строя вследствие образования пит-
тингов, чем зубчатые колеса с небольшой карбидной сет-
кой. Исследованные зубчатые колеса после цементации
охлаждались с ящиком и не проходили нормализации.
Это способствовало получению после цементации и сохра-
нению после закалки карбидной сетки. Для уменьшения
вредного влияния карбидной сетки на образование пит-
тингов (а также и сколов) была введена нормализация
при 880—900° С, разрушающая карбидную сетку.
5. Поломки цементованных деталей
Одной из причин преждевременного выхода цементо-
ванных деталей и^ строя являются поломки. В зубчатых
колесах ломаются зубья, но иногда встречаются поломки
по ободу, по ступице и по полотну (рис. 9). Поломки
зубьев бывают мгновенными от ударных или статических
перегрузок (рис. 10, а) и усталостными, начинающимися
с образования трещин и их постепенного развития, приво-
дящего к поломке (рис. 10, б). При усталостном разруше-
нии в изломе заметны следы фронта развития усталостной
трещины. На рис. 10, б усталостное разрушение заметно
на одном зубе. На другом зубе следов усталостного раз-
рушения нет. Остальные зубья смяты. Иногда усталост-
ное разрушение начинается не на одном зубе, а на не-
скольких сразу. В зубчатых колесах, снятых с машины
до окончательной поломки, такие разрушения обнаружи-
ваются при внешнем осмотре в виде трещин у основания
зубьев. Обычно встречаются они в цементованных зубча-
тых колесах с низкой твердостью сердцевины.
25
Рис. 9. Поломка зубчатого колеса по ободу и полотну
Рис. 10. Поломка зубьев:
а — мгновенная; б — усталостная
Рис. 11. Сглаженный и волокнистый изломы зубьев
По внешнему виду контур излома бывает вогнутый
(в тело зубчатого колеса) и выпуклый. Иногда на поверх-
ности выпуклого излома образуется сглаженный участок,
характерный для разрушения путем среза. Па рис. 11
показаны изломы зубьев с волокнистым строением по
всей поверхности и со сглаженным участком. По данным
работы [40] вогнутые изломы являются основным приз-
наком усталостного разрушения зубьев от действия цик-
лических нормальных напряжений. Выпуклые изломы
бывают без ступеньки и со ступенькой. Первые харак-
терны для улучшенных или объемно закаленных зубча-
тых колес. Они образуются от действия касательных на-
пряжений. Выпуклые изломы со ступенькой характерны
для поверхностно упрочненных зубчатых колес. В этом
случае трещина в упрочненном слое образуется от дей-
ствия нормальных напряжений, а дальнейшее развитие
разрушения происходит от действия касательных напря-
жений.
Различие в характере разрушения в работе [40 ]
объясняется напряженным состоянием и свойствами ма-
териала. При статическом нагружении сдвиг произойдет
в том случае, если отношение максимального касатель-
ного напряжения, действующего в материале зуба, к мак-
симальному нормальному напряжению будет
больше отношения сопротивления материала сдвигу к со-
противлению материала разрушению от отрыва I -у1.
Если же первое отношение будет меньше второго, то раз-
рушение произойдет от отрыва.
Авторами работы [40 ] установлено, что цементованные
и закаленные зубья из стали 12Х2Н4А при статическом и
27
ударном нагружении дают выпуклые изломы со ступень-
коп, а при циклическом нагружении —вогнутые изломы.
В своих исследованиях автор данной книги наблю-
дал вогнутые и выпуклые формы изломов как при уста-
лостных испытаниях при циклических нагружениях,
так и при статических испытаниях. В зависимости от
условий приложения нагрузки на одном и том же зубча-
том колесе получались как вогнутые, так и выпуклые
изломы.
Поломки зубьев могут происходить из-за недостатков
конструкции узла, погрешностей зацепления и сборки,
неправильной эксплуатации, перегрузок вследствие раз-
рушения других деталей, дефектов механической и терми-
ческой обработок, дефектов материала деталей. Все при-
чины, повышающие концентрации напряжений или осла-
бляющие прочность детали, приводят к выходу детали из
строя. В работе [72] указывается, что поломки деталей
могут происходить вследствие концентрации напряжений
в местах кернения на торцах зубьев и в местах клейме-
ния. Причинами поломок могут быть напряжения, появив-
н шиеся при механической обработке, прижоги и трещины,
образовавшиеся при шлифовании, подрезы у основания
зубьев, местные уменьшения толщины цементованного
слоя при неравномерном шлифовании и др.
Причиной поломок зубьев, связанных с качеством
материала и его термической и химико-термической обра-
‘ боткой, в первую очередь может быть неправильный
выбор стали для данных конкретных условий работы
деталей. Если выбранная сталь не обеспечивает высокой
твердости и прочности сердцевины, то применение ее для
тяжелонагруженных деталей, особенно при малой глу-
бине слоя, может привести к продавливанию и растрес-
киванию цементованного слоя и к поломке детали. По
данным А. И. Петрусевич [611 поломки зубьев в зубча-
тых колесах с модулем 5 происходят из-за малой глубины
слоя (0,41 — 0,73 мм).
На снижение прочности цементованных деталей, ве-
дущее к их поломкам, может оказать влияние устойчи-
вый ковочный перегрев, сохраняющийся в структуре и
после окончательной термической обработки, обезугле-
> роживание, внутреннее окисление легирующих элемен-
тов, сохранение в структуре цементованного слоя кар-
бидной сетки, повышенное количество остаточного ау-
стенита и др.
28
Прочность зубчатых колес
зависит от качества цемен-
тованного слоя и прочности
сердцевины. При более проч-
ной сердцевине и менее хруп-
ком цементованном слое более
высокой будет и общая проч-
ность цементованной детали.
Поэтому наличие в струк-
туре цементованного слоя
грубой карбидной сетки,
крупнозернистого строения,
растягивающих напряжений
и других дефектов является
вредным. Для повышения
прочности сердцевины полу-
чили применение цементуе-
мые стали с более высоким
содержанием углерода.
Низкая твердость и проч-
ность сердцевины в тяжело-
нагруженных зубчатых коле-
сах приводит не только к по-
ломкам зубьев, но и к
продавливанию цементован-
ного слоя и к образованию
трещин. Вследствие низкого
предела текучести сердцевины
при больших давлениях про-
исходит пластическая дефор-
мация сердцевины, что вызы-
вает перенапряжение цемен-
тованного слоя и образование
в нем трещин. Исследование
зубчатых колес, вышедших
из строя вследствие продав-
ливания слоя, показало, что
они имели низкую твердость
сердцевины (HRC 27—29) и
наличие в ней выделений
феррита.
В процессе эксплуатации
губчатых колес бывают слу-
чаи частичной поломки зубьев
Рис. 12. Частичная поломка
зубьев
Рис. 13. Разрушение зуба
из-за перегрузки при не-
полном зацеплении
Рис. 14. Частичный износ зуба
со стороны включения
29
па половину или третью часть его длины. Причем
иногда ломаются подряд несколько зубьев (рис. 12).
Такие поломки происходят из-за неполного зацепления
сопряженных зубчатых колес или попадания между
зубьями постороннего твердого тела (например, другого
сломавшегося зуба). Такой вид разрушения может
произойти при вполне удовлетворительном качестве
зубчатых колес. Однако пониженная прочность сердце-
вины способствует таким поломкам. На рис. 13 показан
зуб, который частично разрушился вследствие непол-
ного зацепления, а на рис. 14 — зуб с вмятиной со
стороны включения, образовавшейся из-за неполного
зацепления сопряженных зубчатых колес.
6. Сколы цементованного
слоя
Одним из видов разрушения зубчатых колес в эксплуа-
тации являются сколы цементованного слоя (рис. 15).
Обычно такие дефекты появляются в деталях, которые
в процессе эксплуатации испытывают ударные нагрузки,
например, в коробках перемены передач с непостоянным
зацеплением при перемене скоростей. При неправильной
эксплуатации, особенно в таких конструкциях коробок
скоростей, где возможны удары между торцами зубьев,
сколы могут возникнуть в деталях, имеющих вполне
удовлетворительную структуру. Однако в первую оче-
редь выходят из строя детали с повышенной хрупкостью /
цементованного слоя.
Рис. 15. Сколы на зубьях со стороны включения (а) и
в вершине торцовой части (б)
30
1
| (ллнмич кая обработка результатов исследования
<ц|.1Ы11(Н(> числа зубчатых колес, вышедших из строя
in * сколам, показала, что зубчатые колеса с сохранившейся
и пн\ карбидной сеткой в большей степени подвержены
oiipa lonaiiiiio сколов по сравнению с зубчатыми коле-
। ими, не имеющими карбидной сетки.
Влияние остаточного аустенита на образование сколов
ника i.iiio в табл. 2, из которой видно, что зубчатые ко-
|г| а с незначительным и средним количеством остаточ-
iuiio аустенита (группы I и II) менее склонны к образо-
H.UIIHO сколов. Из числа зубчатых колес со сколами группы
I и 11 составляют 53,7 и 14,8%, в то время как из общего
числа исследованных зубчатых колес эти группы составля-
к>| соответствеппо 76,8 и 15,0%. Зубчатые колеса груп-
пы III, содержащие большое количество остаточного аусте-
iiiiia, но отношению к общему числу зубчатых колес соста-
н 1ЯЮТ всего 9,6%, а по отношению к числу зубчатых колес
in сколами 31,5%, т. е. в три с лишним раза больше.
1>|>л1.)ная склонность к образованию сколов в зубчатых ко-
лесах группы III может быть объяснена напряженностью
। .и»я вследствие неравномерного расположения струк-
|\рных составляющих, а также влиянием других факто-
ров, сопутствующих получению повышенного количе-
। ।ни ociатомного аустенита (неполная перекристаллиза-
ция перегретой при цементации стали, высокая концент-
рация углерода, дефекты исходного металла).
Но данным работы 195] сколы вершин зубьев зубча-
ii.ix колес могут получиться при больших глубинах не-
мец юпаппого слоя и при высокой прочности сердцевины
|и ледс1В11е образования больших внутренних растягиваю-
щих напряжений в сердцевине. В. Т. Чириков [95] ре-
комендуе! устанавливать максимальную величину пре-
чел,а прочности сердцевины, равную 150 кге/мм2.
1лкпм образом, для повышения качества и долговеч-
ное । и зубчатых колес необходимо применять сталь, ко-
к»рая давала бы высокую прочность сердцевины и про-
калнвалась по всему сечению. Технология цементации и
|ермпческой обработки должна обеспечивать мелкозер-
HIK 1\ю структуру без грубой карбидной сетки, без повы-
шенного количества остаточного аустенита. Применение
• 1.1лн с более высоким содержанием углерода, введение
нормализации после цементации для разрушения карбид-
ион ceiKii, применение высокого отпуска (для сталей
I ’V.’IIIA и 18Х2Н4МА) после цементации для обеспе-
31
на половину или третью часть его длины. Причем
иногда ломаются подряд несколько зубьев (рис. 12).
Такие поломки происходят из-за неполного зацепления
сопряженных зубчатых колес или попадания между
зубьями постороннего твердого тела (например, другого
сломавшегося зуба). Такой вид разрушения может
произойти при вполне удовлетворительном качестве
зубчатых колес. Однако пониженная прочность сердце-
вины способствует таким поломкам. На рис. 13 показан
зуб, который частично разрушился вследствие непол-
ного зацепления, а на рис. 14 — зуб с вмятиной со
стороны включения, образовавшейся из-за неполного
зацепления сопряженных зубчатых колес.
6. Сколы цементованного
слоя
Одним из видов разрушения зубчатых колес в эксплуа-
тации являются сколы цементованного слоя (рис. 15).
Обычно такие дефекты появляются в деталях, которые
в процессе эксплуатации испытывают ударные нагрузки,
например, в коробках перемены передач с непостоянным
зацеплением при перемене скоростей. При неправильной
эксплуатации, особенно в таких конструкциях коробок
скоростей, где возможны удары между торцами зубьев,
сколы могут возникнуть в деталях, имеющих вполне
удовлетворительную структуру. Однако в первую оче-
редь выходят из строя детали с повышенной хрупкостью
цементованного слоя.
Рис. 15. Сколы на зубьях со стороны включения (а) и
в вершине торцовой части (б)
30
I Статическая обработка результатов исследования
большого числа зубчатых колес, вышедших из строя
по сколам, показала, что зубчатые колеса с сохранившейся
в них карбидной сеткой в большей степени подвержены
образованию сколов по сравнению с зубчатыми коле-
сами, не имеющими карбидной сетки.
Влияние остаточного аустенита на образование сколов
показано в табл. 2, из которой видно, что зубчатые ко-
леса с незначительным и средним количеством остаточ-
ного аустенита (группы I и II) менее склонны к образо-
ванию сколов. Из числа зубчатых колес со сколами группы
Ini! составляют 53,7 и 14,8%, в то время как из общего
числа исследованных зубчатых колес эти группы составля-
ют соответственно 76,8 и 15,0%. Зубчатые колеса груп-
пы 111, содержащие большое количество остаточного аусте-
нита, по отношению к общему числу зубчатых колес соста-
вляют всего 9,6%, а по отношению к числу зубчатых колес
со сколами 31,5%, т. е. в три с лишним раза больше.
Большая склонность к образованию сколов в зубчатых ко-
лесах группы III может быть объяснена напряженностью
слоя вследствие неравномерного расположения струк-
турных составляющих, а также влиянием других факто-
ров, сопутствующих получению повышенного количе-
ства остаточного аустенита (неполная перекристаллиза-
ция перегретой при цементации стали, высокая концент-
рация углерода, дефекты исходного металла).
По данным работы [95] сколы вершин зубьев зубча-
тых колес могут получиться при больших глубинах це-
ментованного слоя и при высокой прочности сердцевины
вследствие образования больших внутренних растягиваю-
щих напряжений в сердцевине. В. Т. Чириков [95] ре-
комендует устанавливать максимальную величину пре-
дела прочности сердцевины, равную 150 кге/мм2.
Таким образом, для повышения качества и долговеч-
ности зубчатых колес необходимо применять сталь, ко-
торая давала бы высокую прочность сердцевины и про-
каливалась по всему сечению. Технология цементации и
термической обработки должна обеспечивать мелкозер-
нистую структуру без грубой карбидной сетки, без повы-
шенного количества остаточного аустенита. Применение
стили с более высоким содержанием углерода, введение
Нормализации после цементации для разрушения карбид-
lion сетки, применение высокого отпуска (для сталей
I2X2I14A и 18Х2Н4МА) после цементации для обеспе-
31
чения полной перекристаллизации стали при закалке и
для уменьшения количества остаточного аустенита в за-
каленном цементованном слое оказывают влияние на
улучшение качества и повышение надежности зубчатых
колес. Однако в. процессе дальнейших исследований це-
ментованных деталей и сталей было установлено много
других факторов, влияющих на свойства цементованных
сталей (были уточнены некоторые данные о влиянии струк-
туры, содержания углерода в слое и сердцевине, остаточ-
ного аустенита, режима термической обработки, дефек-
тов исходной структуры).
Все эти вопросы более подробно рассматриваются
в следующих главах книги.
Г лава 2
ОСНОВНЫЕ ЗАКОНОМЕРНОСТИ
ЦЕМЕНТАЦИИ СТАЛИ
1. Процессы науглероживания стали при цементации
в твердом и газовом карбюризаторах
Промышленное применение получила цементация
в твердом и газовом карбюризаторах. При цементации
в твердом карбюризаторе науглероживание также происхо-
дит за счет газовой фазы — науглероживающим газом яв-
ляется окись углерода, образующаяся в результате взаи-
модействия кислорода и двуокиси углерода с углем кар-
бюризатора.
Цементация состоит из следующих стадий: 1) подвода
науглероживающего газа к поверхности стали; 2) адсорб-
ции и диссоциации молекул науглероживающего газа на
атомы углерода и кислорода или водорода (в зависимости
от природы науглероживающего газа — СО или СН4),
десорбции продуктов реакции (СО2 или Н2) в газовую
фазу; 3) диффузии углерода в глубь металла. Скорость
цементации определяется наиболее медленной ее стадией.
При высоких температурах и при благоприятном сос-
таве науглероживающей среды адсорбция осуществляется
быстро, а поэтому скорость цементации определяется
скоростью диффузии углерода. При малой активности
карбюризатора скорость науглероживания и концент-
рация углерода в поверхностной зоне могут оказаться
пониженными.
При цементации окисью углерода равновесие уста-
навливается по следующей реакции
2СО С + СО2.
Эта реакция идет с поглощением теплоты, а поэтому
согласно принципу Ле-Шателье при повышении темпера-
туры равновесие сдвигается влево, а при повышении
давления — вправо. Распад СО происходит только на
поверхности катализатора, в качестве которого служит
поверхность стальных деталей. В гомогенной газовой
3 В. С. Сагарадзе 33
фазе распад окиси углерода идти не может. Объясняется
это тем, что для протекания этой реакции необходимо до-
статочное ослабление связей между атомами углерода и
кислорода в молекуле СО. Эти связи очень велики. Энер-
гия диссоциации молекул СО составляет 255,8 ккал/моль
[24]. Поэтому потенциальный барьер для перехода атома
кислорода от одной молекулы к другой при их столкно-
вении очень высокий. При повышении температуры связь
между атомами в молекулах СО ослабляется, но при этом
равновесие реакции 2СО = СО2 + С сдвигается в об-
ратном направлении. В силу указанных причин проте-
кание реакции распада окиси углерода возможно только
на поверхности катализаторов как гетерогенной реакции.
Механизм этой реакции по О. А. Есину и П. В. Гельду
[24] состоит в следующем. Молекулы СО химически ад-
сорбируются на активных центрах поверхности железа.
Ввиду того что энергия связи между атомами железа
и атомами углерода и кислорода велика, а расстояние
между центрами атомов в кристаллической решетке же-
леза почти в 2 раза больше (2,28 А), чем в молекуле окиси
углерода (1,15 А), адсорбированные молекулы СО сильно
растягиваются вплоть до полного разрыва или значитель-
ного ослабления связи между атомами. Столкновение
других молекул СО из газовой фазы с атомами кислорода,
адсорбированными на поверхности, при благоприятных
условиях приводит к образованию молекул СО2 и их
десорбции в газовую фазу. Модель распада окиси угле-
рода показана на рис. 16.
Правильность приведенной схемы распада окиси угле-
рода подтверждается тем, что эта реакция имеет первый
порядок. Атомы углерода, остающиеся на поверхности,
растворяются в железе. При достижении насыщенного
34
состояния избыточный углерод выделяется в виде графита
пли образует цементит. Накопление графита на поверх-
ности может происходить и в результате того, что ско-
рость образования углерода на поверхности будет пре-
вышать скорость его растворения и отвода вглубь путем
диффузии.
Диаграмма равновесия газов СО и СО2 с железом и его
окислами показана на рис. 17 (составлена по литератур-
ным данным). Кривая 5 (изобара реакции при давлении,
равном 1 ат) соответствует равновесным составам газо-
вой смеси, которые устанавливаются по реакции 2СО =
СО2 + С при условии, если железо насыщено углеро-
дом или углерод присутствует в избытке в виде графита.
Константа равновесия для этой реакции может быть за-
писана следующим образом:
Рсо2ас
Л =----2--’
Рсо
где рсог—парциальное давление СО2; ' Рсо — паР’
цнальное давление СО; ас—активность углерода, ра-
створенного в железе.
Так как активность углерода, растворенного в железе
до насыщенного состояния, равна единице (ас = 1), то
Рсо2 .
Рсо
Если в газовой фазе содержание СО будет превышать
равновесное, то будет идти
При содержании СО меньше
равновесного происходит про-
цесс обезуглероживания.
С повышением температуры
равновесное содержание СО
в газовой фазе увеличивается.
При температуре выше 1000°С
для обеспечения равновесия
газовая фаза должна состоять
почти из одной окиси угле-
рода. При концентрации уг-
лерода в твердом растворе
у-желсза меньше предела
насыщения активность угле-
рода, растворенного в же-
лезе, будет меньше единицы
процесс науглероживания.
Рис. 17. Равновесие газов СО и
СОг с железом и его окислами
3*
35
и тем меньше, чем меньше его концентрация. Так как кон-
станта равновесия реакции является функцией только
температуры, то в системе 2СО = СО2 + С должен из-
мениться состав газовой фазы (чтобы при одинаковых
температурах сохранить неизменной константу равно-
весия). Из выражения К = —видно, что если ас < 1,
рсо
то для сохранения равновесия должно увеличиться ко-
личество СО2 и уменьшиться количество СО. Это значит,
что изобары для равновесия с ненасыщенным твердым
раствором углерода в у-железе будут располагаться ниже
изобары 5 для равновесия с у-железом, насыщенным
углеродом. На рис. 17 эти изобары показаны для содер-
жания углерода 0,5, 0,3, 0,1, 0,04 и 0,02%. Указанные
изобары упираются в кривую 4, представляющую гра-
ницу между у-железом и a-железом. Так как а-железо
растворяет углерода очень мало, то для него насыщенное
состояние достигается уже при содержании углерода
0,03%, а поэтому равновесное состояние может без
большой погрешности определяться кривой 5.
При образовании в качестве самостоятельной фазы
карбида устанавливается равновесие по следующей реак-
ции:
2СО + 3 [Fe — у] насыщенный углеродом 7Х
Fe3 С + СО2.
Константа равновесия при одинаковых температурах
не изменяется, но состав равновесной газовой фазы будет
иной, так как активность углерода в Fe3C будет больше
единицы:
к __ Рсо^с (Fe3C) , _ п
А — 2 V“Fe—V, насыщенного углеродом, —
Рсо
Чтобы сохранить К постоянным при заданной темпе-
ратуре при условии ас (Fe,C) > 1 должно увеличиться
количество СО и уменьшиться количество СО2. Это зна-
чит, что кривая равновесного содержания СО в зависи-
мости от температуры должна соответствовать более вы-
соким содержаниям СО, т. е. она должна лежать выше
кривой 5. На рис. 17 эта кривая изображена штриховой
36
линией 6. На диаграмме (рис. 17) нанесены также кривые
равновесия для реакций:
Fe3O4 + 4СО 7^ 3Fe + 4СО2 (кривая /);
Fe3O4 + СО 7"* 3FeO + СО2 (кривая 2);
FeO + СО 7^ Fe + СО2 (кривая 5).'
При рассмотрении процесса цементации представляет
интерес кривая 3. Согласно этой кривой при уменьшении
содержания СО в газовой фазе до количеств, лежащих
ниже кривой 3, начнется процесс окисления железа в FeO.
Например, при температуре 950°С окисление начнется
при содержании СО меньше 50%.
При цементации в природном газе, основной состав-
ной частью которого является метан, равновесие уста-
навливается по следующей реакции:
СН4 = С + 2Н2.
Метан является конечным продуктом распада при вы-
соких температурах и большинства других углеводородов,
применяемых для газовой цементации. Разложение ме-
тана с образованием атомарного углерода и водорода
происходит на поверхности железа при нагревании. Об-
разующийся активный углерод
растворяется в железе.
Диаграмма равновесия га-
зовой фазы с аустенитом раз-
ного состава показана на
рис. 18 [63]. Согласно этой
диаграмме разложение метана
начинается уже при сравни-
тельно невысоких температу-
рах, а при температуре 900° С
и выше в газовой фазе остается
метана очень мало. Равновесие
между СН4, Н2 и С показано
штрихпунктирной кривой. Этой
же кривой определяется и рав-
новесие между аустенитом, на-
сыщенным углеродом, и газо- щ с аустенитом разного со'
вой фазой. Константа равно- става
весия системы СН = С + 2Н2 может быть записана
следующим образом:
к _ Рц2аС (а \
Pqh ' С — активность углерода, растворенного в железе'*
Для у-железа, насыщенного углеродом, ас = 1, а поэ-
тому константу равновесия можно записать К, — ——.
Р(2Н 4
Если аустенит не насыщен .углеродом, то ас < 1, причем
чем меньше концентрация углерода, тем меньше ас.
Так как константа равновесия является функцией
только температуры, то чтобы она оставалась постоянной
при ас < 1, равновесный состав газовой фазы должен
измениться в сторону увеличения водорода и уменьшения
метана, т. е. кривые равновесия должны располагаться
тем ниже, чем меньше концентрация углерода в аустените.
На диаграмме (рис. 18) эти кривые соответствуют содержа-
нию углерода 0,92, 0,50 и 0,16%. Реакция СН4 = С + 2Н2
идет с поглощением теплоты, а поэтому согласно прин-
ципу Ле-Шателье повышение температуры сдвигает рав-
новесие системы вправо, т. е. в сторону увеличения актив-
ного углерода. Поскольку реакция распада метана идет
с увеличением объема, повышение давления сдвигает рав-
новесие влево, т. е. уменьшает количество активного угле-
рода.
Из сравнения реакций распада окиси углерода и ме-
тана видно, что повышение температуры и понижение
давления сдвигает равновесный состав системы 2СО =
= С + СО2 влево, 'а системы СН4 = С + 2Н2—вправо
и наоборот. Исходя из этого, можно получить газовые
смеси СО и СН4, цементирующее действие которых не
зависит от температуры и давления.
Рассмотренные диаграммы характеризуют равнове-
сие между науглероживающими газами и сталью. В реаль-
ных условиях цементации протекает ряд других реакций,
которые приводят к отклонениям от указанных равно-
весий. Кроме того, для того чтобы протекал процесс наугле-
роживания с достаточной скоростью, равновесия еще не-
достаточно. Необходимо, чтобы содержание науглеро-
живающего компонента в газовой фазе было бы больше, чем
это соответствует равновесному состоянию. Только в этом
случае реакция будет протекать в нужном для цементации
направлении. Однако необходимо учитывать и другой
фактор, который может оказать отрицательное влияние на
38
цементацию. При слишком большом количестве выделяю-
щегося углерода на поверхности детали образуется сажа,
которая препятствует цементации.
Для газовой цементации применяют и другие природ-
ные и искусственно приготовленные газы, в состав кото-
рых в качестве науглероживающих компонентов входят
окись углерода, метан, предельные и непредельные угле-
водороды. Для уменьшения сажеобразования в процессе
цементации и предотвращения образования на поверх-
ности деталей кокса и смол стремятся к тому, чтобы ко-
личество непредельных углеводородов в науглерожива-
ющей среде было бы минимальным.
В качестве карбюризатора при газовой цементации
применяют также углеродсодержащие жидкости (керосин,
бс'нзол, масла и другие), которые при высокой темпера-
туре образуют науглероживающий газ. Широкое приме-
нение для газовой цементации получил природный газ.
При оптимальном режиме расхода природного газа его
можно применять в чистом виде. Для уменьшения саже-
образования к природному газу добавляют предварительно
обработанный газ, который получают путем сжигания при-
родного газа в специальных установках (эндогаз, экзогаз).
2. Цементация в эндотермической атмосфере
При обычных методах цементации без регулирования
углеродного потенциала требуемую концентрацию угле-
рода в поверхностной зоне цементованного слоя стре-
мятся получить подбором состава и количества карбю-
ризатора, подаваемого в печь. Однако при таком методе
цементации не обеспечивается постоянства содержания
углерода в слое, что может оказать влияние на прочность
цементованной стали. Для устранения этого недостатка
применяют цементацию в атмосферах с регулируемым
углеродным потенциалом. Такие атмосферы содержат на-
углероживающие и обезуглероживающие газы. Регули-
руя их соотношение, можно обеспечивать науглерожи-
шшие до определенного содержания углерода в поверх-
ностной зоне.
Величину углеродного потенциала можно определять
н регулировать прямым и косвенным методами. Прямой
метод основан на изменении электросопротивления про-
нолоки, в которой изменяется содержание углерода при
пзлпмодействии с науглероживающей средой. При кос-
39
держания углерода в стали до заданного. При приме-
нении печей непрерывного действия комбинированные
циклы осуществляют путем раздельной подачи газа в раз-
ные зоны печи. В наиболее совершенных печных агрега-
тах диффузионная камера отделена от камеры цемен-
тации специальным затвором, что позволяет с большой
точностью регулировать содержание углерода в цементо-
ванной стали.
Для обеспечения высокой прочности и долговечности
деталей важно не только получить оптимальную кон-
центрацию углерода в цементованном слое, но и сохра-
нить ее при охлаждении после цементации и при после-
дующих операциях термической обработки. Для этого
детали при этих операциях не должны соприкасаться
с окислительной атмосферой. При цементации в шахтных
печах нельзя избежать соприкоснования деталей с воз-
духом при выгрузке их для переноса в закалочный бак.
Это вызывает окисление и обезуглероживание поверх-
ностного слоя деталей. Еще большее окисление и обез-
углероживание получается при охлаждении деталей
после цементации на воздухе.
Этот недостаток устраняется при химико-термической
обработке деталей в усовершенствованных печах непре-
рывного действия, применяемых в крупносерийном и
массовом производстве. При применении сталей, закали-
ваемых с цементационного нагрева с подстуживанием,
отсутствует окисление и обезуглероживание стали, так
как подстуживание производят в последней камере печи
с автоматическим регулированием углеродного потенциала.
Для деталей, изготовляемых из сталей типа 20Х2Н4А и
обрабатываемых с применением высокого отпуска и за-
калки с повторного нагрева, применяют агрегаты, состоя-
щие из нескольких печей и герметичных передаточных
тамбуров, предотвращающих контакт деталей с возду-
хом при переходе из одной печи в другую.
На рис. 20 показана схема компоновки 24-поддонного
агрегата для обработки деталей из хромоникелевых ста-
лей [97]. Детали загружают в герметичный тамбур 1,
откуда они поступают в цементационную печь 2, а затем
через тамбур <3 в печь для высокого отпуска 4 и через
тамбур 5 в закалочную печь 6. Из закалочной печи де-
тали поступают в разгрузочный тамбур 7 и в закалочный
бак, а далее идут в моечную машину и на низкий отпуск.
В цементационной и закалочной печах состав атмосферы.
42
регулируется по точке росы. В конструкции агрегата
предусмотрена возможность выдачи деталей для закалки
и прессах.
Для мелкосерийного производства с большой номен-
клатурой деталей и разнообразием марок стали для це-
ментации и закалки широкое применение получили уни-
версальные камерные печи с автоматическим регулиро-
ванием температуры и состава печной атмосферы. Основ-
ными элементами универсальной камерной печи являются
рабочая камера, загрузочной тамбур и закалочной бак.
Схема универсальной печи показана на рис. 21 [97].
Поддон с деталями, установленный на рольганге 1, по-
дается в тамбур 5 на закалочный стол 4. Заслонка 2 гер-
метически закрывается. После продувки тамбура отхо-
дящими газами поднимается заслонка печи 5 и детали
подаются в рабочую камеру 6, после чего заслонка печи
закрывается. После окончания цементации или нагрева
для закалки начинается разгрузка. Заслонка печи под-
нимается, поддон с деталями выталкивается в тамбур
па закалочный стол, заслонка печи закрывается, поддон
с деталями опускается в закалочный бак 7. После охла-
ждения поддон поднимается и производится разгрузка
деталей в порядке, обратном загрузке. Основные опера-
ции передвижения поддона и поднятия и опускания за-
слонок механизированы.
43
Рис. 21. Схема универсальной камерной печи
Применение автоматизированных агрегатов с регули-
руемым углеродным потенциалом в печах и предотвращаю-
щих контакт горячих деталей с воздухом обеспечивает
получение высококачественных деталей с высокой проч-
ностью и надежностью в эксплуатации.
3. Механизм диффузии в твердых растворах
Диффузия характеризуется стремлением диффундирую-
щих атомов к выравниванию концентрации, или к вы-
равниванию химического потенциала. При изучении про-
цессов цементации, где направление изменения концент-
рации и химического потенциала совпадает и где проис-
ходит перенос атомов углерода от места с большей кон-
центрацией к месту с меньшей концентрацией, будем
говорить о диффузии, как о выравнивании концентрации.
Различают два вида диффузии: атомную и реактивную.
При атомной диффузии атомы диффундирующего элемента
перемещаются в решетке другого элемента. При такой
диффузии изменяется лишь концентрация твердого рас-
твора, в котором проиходит диффузия. Новые фазы в про-
цессе «атомной диффузии не образуются.
Атомная диффузия может происходит лишь до опре-
деленной предельной концентрации диффундирующего
элемента в твердом растворе. Однако в процессе диффу-
44
•ши содержание диффундирующего элемента в металле-
растворителе может достигать величин, превышающих
растворимость его в металле-растворителе. Это возможно
и том случае, когда в процессе диффузии на поверхности
изделия образуется новая фаза или несколько фаз с но-
но/i кристаллической решеткой.
Диффузия, происходящая внутри различных фаз назы-
вается реактивной. При атомной диффузии концентрация
диффундирующего элемена по глубине слоя изменяется
плавно (рис. 22, а). При реактивной диффузии на кривой
распределения диффундирующего элемента по глубине
диффузионного слоя имеются скачки в местах раздела
соприкасающихся фаз (рис. 22, б). Примером атомной
диффузии является диффузия углерода в аустените. При-
мером реактивной диффузии является диффузия азота
в железе.
В процессе диффузии переход атомов из одного поло-
жения равновесия в другое возможен только в том случае,
если эти атомы обладают энергией, которая не менее энер-
гии активации (или энергии разрыхления), т. е. такой
энергией, которая достаточна для преодоления барьера
между двумя соседними положениями атома. Высота
этого барьера зависит от природы растворителя и диффун-
дирующего элемента, от механизма диффузии, межатом-
ных сил связи и других причин. При повышении темпе-
ратуры количество атомов, обладающих энергией акти-
Рис. 22. Изменение концентрации диффундирующего элемента по
глубине слоя при атомной (а) и реактивной (б) диффузии
45
вации, увеличивается, а поэтому увеличивается и скорость 1
диффузии.
После того как атом перейдет в новое положение, он
теряет избыточную энергию при столкновении с другими
атомами и продолжает совершать нормальные колебания.
В процессе колебаний и при столкновении с другими
атомами колеблющийся атом может вновь приобрести
избыточную энергию и снова перейти в новое поло-
жение.
Существует несколько механизмов диффузии. В твер-
дых растворах замещения процессы диффузии могут про-
текать путем прямого обмена местами двух соседних
атомов, кольцевого обмена нескольких атомов, переме-
щением атомов по промежутках между узлами решетки
и путем перемещения вакансий. В твердых растворах
внедрения диффузия может протекать только по между-
узлиям, так как атомы растворенного вещества располо-
жены и перемещаются в промежутках между узлами кри-
сталлической решетки.
Непосредственный обмен местами двух соседних ато-
мов сопряжен со значительными энергетическими затруд-
нениями, а поэтому мало вероятен. При кольцевой диф-
фузии происходит согласованное перемещение нескольких
атомов по кольцу. При таком обмене энергия активации
и искажение кристаллической решетки меньше, чем при
двойном обмене, а поэтому вероятность осуществления
такого процесса больше.
Наиболее вероятным является механизм диффузии по
вакантным узлам и по промежуткам между узлами. Как
показал Я. И. Френкель, в процессе теплового движения
отдельные атомы, обладающие повышенной энергией, пе-
реходят из регулярного положения в узлах кристалличе-
ской решетки в нерегулярное положение, т. е. в между-
узлия [93]. Атомы, попавшие в междуузлия, называются
дислоцированными. Свободные узлы, из которых ушли
атомы, называются вакансиями. При образовании ва-
кансий и дислоцированных атомов происходит некоторое
искажение кристаллической решетки — вокруг дислоци-
рованных атомов окружающие их атомы должны быть
несколько раздвинуты, а вокруг вакансии — сближены.
В связи с деформацией кристаллической решетки в местах
расположения дислоцированных атомов потенциальный
барьер для их перемещения из одного положения в между-
узлии в другое значительно меньше, чем при переходе ,
46
из регулярного положения в междуузлие. Этим объя-
сняется большая подвижность дислоцированных атомов.
При диффузии путем перемещения вакансий на освобо-
дившееся место в узле кристаллической решетки пере-
ходит соседний атом, а на место последнего следующий
и гом и т. д. Работа перемещения вакансии намного меньше
работы дислоцирования атомов, а поэтому такой механизм
диффузии является наиболее вероятным и совершается
быстро.
Энергия активации для диффузии дислоцированных
атомов в твердых растворах замещения скадывается из
энергии образования дислоцированного атома и энергии
его перемещения из одного междуузлия в другое. В твер-
дых растворах внедрения энергия перехода атомов из
регулярного положения в междуузлие не требуется, так
как атомы располагаются в междуузлиях по своей при-
роде. Поэтому процессы диффузии в твердых растворах
внедрения совершаются быстрее. Это объясняется еще
п значительной разницей в размерах атомов растворителя
и атомов растворенного вещества, как например, при диф-
фузии углерода и азота в железе.
Таким образом, в твердых растворах замещения про-
цесс диффузии сложный — в нем-могут иметь место все
три механизма: кольцевой обмен, перемещение по между-
узлиям и движение вакансий. В зависимости от конкрет-
ных условий какой-либо из этих механизмов является
преобладающим. В твердых растворах внедрения диф-
фузия совершается только по междуузлиям. Такой меха-
низм диффузии происходит при цементации.
4. Основные закономерности диффузии
Для расчета процессов диффузии Фик применил урав-
нения теплопроводности. Согласно первому уравнению
Фика количество вещества dm, продиффундировавшего
через площадь поперечного сечения dS на расстояние от
начальной поверхности dx в течение промежутка вре-
, de
мени dx, пропорционально градиенту концентрации .
Математически это уравнение выражается следующим
образом:
dm= —D^dSdx,
\dx J ’
47
где D — коэффициент диффузии. Знак минус перед урав-
нением показывает, что концентрация диффундирующего
вещества по мере удаления от поверхности умень-
шается.
Для нестационарного потока из первого уравнения
Фика можно вывести второе уравнение, которое пока-
зывает изменение концентрации диффундирующего ве-
щества в единицу времени на поверхности или в какой-
либо точке сечения диффузионного слоя. Это уравнение
имеет следующий вид:
de__№с_
dx dx2 '
Второе уравнение Фика справедливо только в том
случае, если D не зависит от концентрации, что не всегда
имеет место. В общем виде решить это уравнение нельзя,
но для определенных условий оно может быть проинтегри-
ровано и может быть найдена зависимость между концен-
трацией с, глубиной и временем:
с = f (х, т).
Для наиболее простого частного случая и вместе с тем
имеющего наибольшее практическое значение интегри-
рование производят при следующих условиях:
1) содержание диффундирующего элемента на поверх-
ности растворителя поддерживается постоянным во вре-
мени и равным предельной его растворимости. Поверх-
ность раздела плоская;
2) размер вещества растворителя в направлении от
начальной поверхности должен быть больше глубины
диффузионного слоя, чтобы исходная концентрация диф-
фундирующего вещества в удаленном от поверхности раз-
дела объеме оставалась неизменной (диффузия в полу-
бесконечное пространство);
3) предполагается, что коэффициент диффузии D не
зависит от концентрации.
Если говорить о цементации, то для создания таких
условий подача науглероживающего газа должна быть
достаточной, чтобы поддерживать предельную концентра-
цию углерода на поверхности детали; при этом толщина
деталей должна быть больше суммарной глубины цемен-
тованного слоя. Решение второго уравнения Фика при
48
указанных граничных условиях приводит к следующему
выражению:
СХ) т — Со 1 — Ф
' X \~1
2 KDr/J ’
где Сг, т—концентрация диффундирующего элемента
в точке, расположенной на расстоянии х через промежу-
ток времени т, т —время; Со —концентрация диффун-
дирующего элемента на поверхности.
Выражение Ф представляет собой интеграл
ошибок Гаусса. Его значение или все выражение, заклю-
ченное в квадратные скобки, определяют по специальным
таблицам или графикам, составленным по вычисленным
значениям которые можно легко подсчитать, зная
коэффициент диффузии.
Граничные условия, принятые при интегрировании
второго уравнения Фика, на практике обычно не соблю-
даются — содержание диффундирующего элемента на по-
верхности увеличивается не сразу до предельной кон-
центрации, а изменяется постепенно, что приводит к рас-
хождению данных эксперимента и результата вычисления
по формуле. Поэтому были предложены другие уравнения,
учитывающие интенсивность взаимодействия поверхности
с окружающей средой, а также номограммы, облегчаю-
щие процессы расчета [66, 68].
Применение уравнений Фика, а также других уравне-
ний к процессам цементации дает возможность произ-
вести расчеты приближенно и в самом общем виде. Объ-
ясняется это тем, что при цементации имеют место очень
сложные соотношения, которые учесть в уравнениях
нельзя. Может изменяться активность цементирующей
среды, возможны отложения сажи на поверхности це-
ментуемых деталей, влияющие на взаимодействие наугле-
роживающей среды и стали, влияет непостоянство коэф-
фициента диффузии при изменении концентрации угле-
рода в аустените, наличие в стали легирующих элементов
и т. д. Поэтому в заводской практике при установлении
режима цементации для получения соответствующей глу-
бины слоя и концентрации углерода по глубине слоя
пользуются экспериментальными данными.
Как видно из уравнений диффузии, увеличить ско-
рость процессов химико-термической обработки можно
4 в. С. Сагарадзе 49
путем увеличения коэффициента диффузии, величина ко-
торого зависит от многих факторов. Главным из них
является температурная зависимость, которая выражается
уравнением
_ о_
D = Ae
где А — постоянная величина; е — о'снование натураль-
ных логарифмов; Q —теплота разрыхления (энергия
активации при диффузии); R —газовая постоянная; Т —
абсолютная температура.
Логарифмирование этого уравнения приводит к прямо-
линейной зависимости In D от -i-:
In D = In A — ~ .
i\ 1
Графически выражение этой зависимости показано
на рис. 23. Отрезок, отсекаемый прямой на оси ординат,
представляет собой In Л, а тангенс угла наклона а пря-
мой к оси абсцисс равен величине Для того чтобы
найти значения А и Q, необходимо определить коэффи-
цент диффузии хотя бы для двух температур или (для
большей точности) для нескольких температур. По полу-
ченным данным (точкам) можно провести прямую и опре-
делить коэффициент диффузии для любой температуры.
Учитывая, что коэффициент диффузии зависит также
от концентрации, для диффузии углерода в у-железе
можно пользоваться формулой, предложенной М. Е. Блан-
тером [8]:
31350
D = (0,04 + 0,08 С) е w сма/с,
где С — содержание углерода в процентах; R — газо-
вая постоянная; Т — абсолютная температура; е — ос-
нование натуральных логарифмов.
С увеличением содержания углерода, как видно из
этой формулы, коэффициент диффузии увеличивается.
Опытные данные о зависимости между глубиной це-
ментации, продолжительностью цементации и темпера-
турой приведены на рис. 24.
50
На величину коэффициента диффузии углерода в же-
лезе, кроме температуры и концентрации углерода, влияет
еще ряд других факторов. В менее компактной кристал-
лической решетке a-железа по сравнению с решеткой
у-железа диффузия происходит быстрее. Коэффициент
диффузии углерода и азота в феррите значительно больше,
чем в аустените. У многих металлов и сплавов коэффи-
циент диффузии по границам зерен больше, чем в объеме
зерен. Этим объясняется большая скорость диффузии
в мелкозернистых сплавах по сравнению с крупнозерни-
стыми. Однако по данным многих исследователей в у-же-
лезе в процессе цементации диффузия углерода протекает
практически с одинаковой скоростью как по границам
зерен, так и по толщине металла. Объясняется это тем,
что цементация производится при высоких температурах,
когда различие в скорости диффузии по границам и в объ-
еме зерен уменьшается, а также тем, что в твердых раство-
рах внедрения по сравнению с твердыми растворами за-
мещения энергия разрыхления при объемной диффузии
невелика, а поэтому преимущество в перемещении диффун-
дирующего вещества по границам зерен ослабляется.
Есть и другие мнения. В
работе [12], например, пока- зана неравномерность диффу- зии углерода в стали по гра- ницам и в объеме зерен, а в работе [68] обнаружено уско- рение диффузии углерода по границам зерен аустенита при добавлении в сталь хрома. InD тд 1 —^1 Чаг I Рис. 23. Зависимость коэффи- циента диффузии от темпера- туры в координатах In D — мм 1 5,0 . 'OOtt Ь,5 7~ , „ / 950 lt.O -Z — | 3,5 У / у 1 /7 / / s' £ ’ / / \воЛ 1,0 Zz L— 0,5 1—— L_L— 0 10 20 30 v Продолжительность цементации Рис. 24. Зависимость глубины слоя от продолжительности це- ментации при разных темпера- турах
4
51
Если диффузия протекает при температуре ниже тем-
пературы возврата и рекристаллизации, то на скорость
диффузии влияет искаженность кристаллической решетки.
Так как в деформированном металле наибольшая иска-
женность наблюдается у плоскостей сдвига, то в этих
слоях и идет диффузия наиболее быстро. В неоднородно
напряженном металле (твердом растворе) атомы с боль-
шим радиусом стремятся переместиться в растянутые
участки, а атомы с меньшим радиусом — в сжатые уча-
стки. В данном случае может происходить не выравнива-
ние концентраций, а разделение компонентов. Этот вид
диффузии называется восходящей диффузией. На диф-
фузию углерода в у-железе в процессе цементации наличие
упругих искажений в исходном состоянии влияния не
оказывает, так как цементация производится при темпе-
ратурах, значительно превышающих температуру рекри-
сталлизации, благодаря чему искаженность кристалли-
ческой решетки устраняется. Однако по данному вопросу
существует и другое мнение. В работе [45] показано, что
предварительная холодная деформация стали ускоряет
процесс насыщения ее углеродом при цементации. Авторы
указанной работы предполагают, что это связано с обра-
зованием устойчивой полигональной структуры, сохра-
няющейся и после а —> у-превращения при нагреве под
цементацию.
Авторами работы [32] также обнаружено влияние пред-
варительной холодной деформации на изменение коэф-
фициента диффузии углерода в аустените, но в противо-
положном направлении, т. е. в сторону его уменьшения.
Авторы этой работы считают, что дополнительное коли-
чество дефектов кристаллического строения (дислокации,
вакансии), которое вносится холодной деформацией, при
нагреве полностью не уничтожается — некоторое их ко-
личество сохраняется длительное время и при высоких
температурах. Эти дефекты взаимодействуют с атомами
углерода, уменьшают их подвижность и замедляют, диф-
фузию.
На наследование дефектов кристаллического строения
при перекристаллизации стали указывается и рядом дру-
гих авторов. Однако в работе [80] показано, что при пол-
ной перекристаллизации стали обычным диффузионным
механизмом, т. е. путем зарождения и роста новых равно-
осных зерен, дефекты кристаллической решетки, нако-
пившиеся при предварительном упрочнении, снимаются
52
п эффект наследственности упрочнения не прояв-
ляется.
Скорость диффузии углерода в аустените зависит от
присутствия в стали легирующих элементов, которые
влияют на величину энергии активации (теплоту разрых-
__0_
ления Q) и на константу А в уравнении D—Aq rt. По
данным М. Е. Блантера при 1000° С кобальт и никель
увеличивают коэффициент диффузии углерода в аусте-
ните, кремний и алюминий не влияют на него, а марга-
нец слабо понижает его [9, 901. Хром, молибден и воль-
фрам при всех температурах замедляют диффузию угле-
рода в аустените.
5. Влияние режима цементации на глубину слоя
и концентрацию в нем углерода
При выборе режима цементации необходимо прини-
мать во внимание состав стали, условия работы детали
и ее размеры. Основными параметрами, определяющими
прочность и износостойкость деталей из стали данной
марки, являются глубина слоя цементации и распределе-
ние углерода по глубине слоя. Скорость получения тре-
буемой глубины слоя определяется температурой цемен-
тации. Глубина слоя цементации зависит от продолжи-
тельности цементации при данной температуре, от актив-
ности карбюризатора и от состава стали. Как видно из
приведенных на рис. 24 кривых, с повышением темпе-
ратуры скорость цементации резко возрастает, а скорость
науглероживания по мере увеличения глубины слоя
уменьшается.
По данным работы [21 ] марганец, хром и молибден /
повышают глубину цементации, а кремний, вольфрам *
п никель понижают ее. Такие же данные о влиянии ука-
занных элементов приведены в работе [20], за исключе-
нием марганца, влияние которого несущественно.
Одни и те же элементы могут по-разному влиять на
коэффициент диффузии и глубину слоя. Например, с вве-
дением никеля увеличивается коэффициент диффузии,
по в то же время уменьшается глубина цементации.
Объясняется это тем, что на глубину цементации влияет
не только коэффициент диффузии, но и концентрация
углерода в поверхностном слое, которая под влиянием
никеля уменьшается.
53
Рис. 25. Распределение углерода
по глубине слоя в сталях 20ХГНР,
20Х2Н4А и 18Х2Н4МА (18Х2Н4ВА)
цементации в том случае, если
В стали обычно при-
сутствует не один леги-
рующий элемент, а нес-
колько, а поэтому их
влияние на глубину це-
ментации учесть бывает
трудно. На рис. 25 приве-
дены опытные данные по
распределению углерода
по глубине слоя в сталях
10, 20ХГНР, 20Х2Н4А и
18Х2Н4МА. Цементация
производилась в одинако-
вых условиях. Из кривых
видно, что наименьшая
глубина слоя получается
в углеродистой стали, а в
сталях 20ХГНР, 20Х2Н4А
и 18Х2Н4МА она почти
одинакова.
Активность карбюриза-
тора влияет на глубину
не обеспечивается достаточ-
ная скорость подвода науглероживающего газа к поверх-
ности цементуемой детали. Если же карбюризатор при
данных условиях цементации обеспечивает предельное
(или сверхпредельное) содержание углерода на поверх-
ности, то дальнейшее уве-
Рис. 26. Влияние содержания уг-
лекислых солей в твердом кар-
бюризаторе на глубину цементации
личение его активности
к увеличению глубины
цементации не приводит.
На рис. 26 для стали
20Х2Н4А приведены кри-
вые, характеризующие
влияние содержания угле-
кислых солей в твердом
карбюризаторе на глубину
цементации при 900° С до
содержания углерода 0,4,
0,7 и 1,0%. Повышение
глубины цементации про--
исходит только при увели
чении содержания угле
кислых солей в карбюри
54
углерода не должно превышать
растворимости его в аустените
при данной температуре. Од-
нако многочисленные исследо-
вания и опыт работы заводов
показывают, что при цемен-
тации сталей, содержащих кар-
бидообразующие элементы, ко-
заторе до 4,7%. Дальнейшее с.%
повышение активности карбю- 2,8
ризатора ни общей глубины
слоя, ни заэвтектоидной зоны W
не увеличивает. zg
Большое влияние на свой- ’
ства цементованной стали ока-
зывает количество углерода,
содержащегося в поверхностной 72
зоне цементованного слоя. Со- д8
гласно диаграмме железо-угле- ’
родистых сплавов количество 0,0
О 0,2 0,0 0.6 0,8 1,0 мм
Расстояние от поверхности
Рис. 27. Содержание угле-
рода в поверхностной зоне
цементованного слоя в ста-
лях 10, 20Х2Н4А, 15ХГТ
и 20X3
личество углерода в поверхностной зоне может значи-
тельно превышать растворимость его в аустените. Это
свидетельствует о _карбидообразовании при цемента ци-и-.-
По этому вопросу существуют различные мнения. По
данным С. С. Канфор, например, в сталях, не содержа-
щих карбидообразующих элементов, максимальное со-
держание углерода в наружной зоне не превышает пре-
дела его растворимости в аустените, а в сталях с высоким
содержанием хрома и вольфрама содержание углерода
получается более 4—5%.
Возможность образования карбидов в процессе цемен-
тации и содержания углерода в слое, превышающее его
растворимость в аустените, было отмечено и в работах
120, 701. А. Л. Немчинский и В. А. Делле показали,
что науглероживание до образования карбидов происхо-
дит даже в углеродистых сталях. Они проводили свои
опыты на пластинах толщиной 0,2—0,5 мм, в которых
быстро достигалась сквозная цементация и прекращался
отвод углерода от цементуемой поверхности. Опыт заво-
дов показывает, что в крупных деталях из углеродистой
стали образования карбидов в процессе цементации не
происходит.
На рис. 27 приведены кривые, характеризующие со-
держание углерода в поверхностной зоне для четырех
55
лучить оптимальное содержание углерода в поверхност-
ной зоне, обеспечивающее наиболее высокие механиче-
ские свойства. Наиболее перспективным методом цемен-
тации является цементация в эндотермической атмосфере
с регулируемым углеродным потенциалом. Этот метод
позволяет поддерживать требуемую концентрацию угле-
рода в слое в достаточно узких пределах, благодаря чему
уменьшается опасность образования карбидной сетки или
пониженного против оптимального содержания углерода
в слое.
Для обеспечения высокой прочности и долговечности
цементованных деталей необходимо не только получить
при цементации оптимальную концентрацию углерода
в слое, но и сохранить ее в термически обработанных де-
талях. Этого можно достигнуть, применяя наиболее со-
вершенное оборудование, исключающее контакт деталей
с воздухом при охлаждении после цементации и при по-
следующих операциях термической обработки.
Г лава 3
СВОЙСТВА ЦЕМЕНТОВАННОЙ СТАЛИ
В ЗАВИСИМОСТИ ОТ ЕЕ СОСТАВА,
РЕЖИМА ЦЕМЕНТАЦИИ
И РЕЖИМА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
Свойства цементованной стали зависят от свойств ;
сердцевины и цементованного слоя, от величины и знака у
внутренних напряжений в цементованном слое и в подкор-
ковой зоне. Прочность сердцевины определяется соста-
вом стали и размерами деталей. Большое влияние на свой-
ства сердцевины и прочность цементованной детали в це-
лом оказывает содержание в стали углерода. Структура
и свойства цементованного слоя определяются распреде-
лением концентрации углерода по глубине слоя, количе-
ством и формой избыточных карбидов, количеством, фор-
мой и расположением остаточного аустенита, величиной,
зерна, характером основной структуры и наличием в струк- V
туре различных дефектов (обезуглероживания, отпуска ч
от нагрева при шлифовании, загрязненности стали неме-
таллическими включениями, флокенов, перегрева и др.).
На формирование структуры стали влияет режим цемен-
тации, условия охлаждения после цементации и режим
последующей термической обработки.
1. Влияние содержания углерода
на свойства цементованной стали
В ряде работ была показана целесообразность увели-
чения содержания углерода в цементуемой стали с целью
повышения прочности сердцевины и прочности цементован-
ной детали в целом. Цементованная сталь должна иметь
не только высокую твердость поверхности, но и высокий
предел прочности сердцевины. При недостаточной проч-
ности сердцевины в подкорковой зоне в процессе прило-
жения нагрузки происходит пластическая деформация,
которая приводит к перенапряжению цементованного слоя
и его разрушению. По мнению Л. С. Мороза и С. С. Шу-
61
сталей разного состава. Цементацию проводили в одина-
ковых условиях при 900° С. Глубина слоя равна 1,3 мм.
Как видно из этих кривых, сталь 20X3, содержащая
около 3% Сг, имеет самый высокий процент углерода в по-
верхностной зоне, а углеродистая сталь 10 —самый низ-
кий. В стали 15ХГТ также получен высокий процент
углерода в наружной зоне, а в стали 20Х2Н4А он немного
выше, чем в углеродистой стали, но значительно ниже,
чем в сталях 15ХГТ и 20X3. Увеличение продолжитель-
ности цементации и применение более активных карбю-
ризаторов приводит к повышению содержания углерода
в наружной зоне цементованного слоя и к увеличению
глубины этой зоны. На рис. 28 показаны структуры наруж-
ной зоны цементованного слоя сталей 20X3, 18ХГТ
и 20Х2Н4А после цементации при 900° С в течение 12 ч.
Среди исследователей существуют разные взгляды на
механизм карбидообразования. С. С. Канфор связывает
карбидообразование с неравномерным распределением
в объеме стали легирующих элементов. Такое распределе-
ние приводит к различию в пределах растворимости угле-
рода в соседних участках. В тех местах, где легирующих
элементов больше, содержание углерода может достигать
предела растворимости, а в соседних участках, обедненных
легирующими элементами, содержание углерода будет
ниже предела растворимости. Дальнейшее увеличение кон-
центрации углерода в этих участках будет приводить
к образованию карбидов в объемах, обогащенных леги-
рующими элементами.
По С. Брейтборту максимальное содержание углерода
в поверхностной зоне зависит от микроструктуры стали
Рис. 28. Структуры наружной зоны цементованного слоя в сталях:
а — 20X3: б — 18ХГТ; в — 20Х2Н4А
56
при цементации. Чрезмерно высокое содержание угле-
рода в цементованном слое будет в том случае, когда
сталь во время цементации содержит свободные карбиды.
Этот вывод он подтверждает опытом с двумя плоскими об-
разцами, которые некоторое время выдерживали в цемен-
тирующей среде при полном соприкосновении плоско-
стей, а затем разъединяли. Та сторона образца, которая
подвергалась действию карбюризатора с самого начала,
имела большое количество карбидов, а та, которая нахо-
дилась в соприкосновении с другой пластиной, имела
нормальное карбидное насыщение. Разные результаты
С. Брейтборт объясняет тем, что в последнем случае
плоскость образца, находившаяся в контакте с другим
образцом, подвергалась действию карбюризатора лишь
после перехода стали в аустенитное состояние и раство-
рения всех карбидов.
Бенедикс полагает, что причиной получения чрезмерно
высокого содержания углерода в поверхностной зоне
является колебание температуры при цементации. При
понижении температуры выделяются из твердого раствора
карбиды, а при повышении температуры концентрация
углерода в твердом растворе (в аустените) в большей сте-
пени увеличивается за счет карбюризатора. Повторные
повышения и понижения температуры приводят к росту
карбидных частичек. Это утверждение опровергается дан-
ными А. А. Попова [68], который проводил опыты со
сплавами железо—вольфрам и железо—ванадий с со-
держанием углерода не более 0,01%. В таких сплавах
карбидов не может быть, однако при цементации во всех
случаях происходило карбидообразование.
Неубедительно также утверждение Бенедикса, объяс-
няющего образование карбидов колебанием температуры
при цементации. Опыт заводов показывает, что карбидо-
образование при цементации сталей, содержащих карбидо-
образующие элементы, происходит и при отсутствии ко-
лебаний температуры. Надо полагать, что наличие в стали
перастворившихся карбидов, колебание температуры, не-
равномерность по составу могут лишь облегчать карбидо-
образование, но не могут являться основной его причиной.
А. А. Попов показал, что при цементации углероди-
стой стали или железа в равновесии с внешней науглерожи-
вающей средой может находиться только одна фаза —либо
аустенит, либо цементит. Одновременное существование
двух фаз в равновесии с внешней средой может быть только
57
при строго определенном её
составе. Это видно из рис. 29
[65]. Например, в процессе
цементации при 900° С только
при содержании 95,5% СО
в газовой фазе последняя
может находиться в равно-
весии с аустенитом, пре-
дельно насыщенным углеро-
дом, и с цементитом. При
меньшем содержании СО в
газовой фазе цементита не
будет и в равновесии с внеш-
ней средой будет только
аустенит, а при более высо-
ком содержании СО наугле-
роживающая среда будет
находиться в равновесии
только с цементитом. Этим
и объясняется, что при це-
Рис. 29. Влияние температуры
и активности науглероживаю*
щей среды (СО—СОз) на равно-
весное содержание углерода на
поверхности железа
ментации углеродистых ста-
лей в сильно активном карбюризаторе на поверхности
может образоваться лишь тонкая пленка цементита, а двух-
фазного аустенито-карбидиого слоя не образуется.
При цементации сталей, содержащих карбидообразую-
щие элементы, могут образоваться две фазы, находящиеся
в равновесии между собой и с внешней средой. А. А. По-
пов доказал это на примере анализа горизонтального раз-
реза тройной диаграммы железо—хром—углерод при
950° С (рис. 30) [68]. Например, при насыщении углеро-
Рис. 30. Горизонтальный разрез тройной диаг-
раммы состояний железо—хром—углерод при
температуре 950’ С
58
дом сплава с 2% Сг концентрация углерода в аустените
увеличивается и когда достигнет предельной раствори-
мости (точка /), то на поверхности стали появится карбид
(Fe, Сг)3С (точка 2), который будет существовать вместе
с аустенитом. При дальнейшей цементации состав фаз
будет изменяться — содержание углерода в аустените
будет увеличиваться (от точки / к точке 6), а в карбиде
уменьшаться (от точки 2 к точке 7). Содержание хрома
будет уменьшаться в обеих фазах.
Для любого состава стали, получающегося при наугле-
роживании, можно определить состав фаз по точкам пере-
сечения конод (/—2, 4—5, 6—7) с линиями разреза трой-
ной диаграммы. Например, при составе стали, соответ-
ствующем точке 3, состав аустенита определится точкой 4,
а состав карбида — точкой 5. По мере увеличения содержа-
ния углерода в стали количество карбидов увеличивается,
а количество аустенита уменьшается. Когда содержание
углерода будет соответствовать точке 7, на поверхности
стали останется только одна фаза — карбид (Fe, Сг)3С.
Так как при цементации содержание углерода на поверх-
ности увеличивается (в нашем примере от точки 1 к точке 6)
свыше предела его растворимости в аустените до образо-
вания карбидов, то будет продолжаться диффузия его
в более глубоко лежащие слои, в которых будут образо-
вываться новые карбиды, близкие по составу к точке 2
и т. д. Таким образом, будет расти двухфазный аустенито-
карбидный слой.
Анализ горизонтальных разрезов тройных диаграмм
железо—углерод—некарбидообразующий элемент пока-
зывает, что при получении концентрации углерода на
поверхности сверх растворимости его в аустените, обра-
зование карбидов приводит к уменьшению содержания
углерода в аустените и увеличению его содержания в кар-
бидах. При таком изменении концентраций углерода в фа-
зах содержание его на поверхности, где образовались
карбиды, будет меньше, чем в участках, расположенных
глубже, где карбидов еще не образовалось. По этой при-
чине диффузия углерода от поверхности вглубь невозможна
и процесс развития двухфазной аустенито-карбидной зоны
происходить не будет. Выводы А. А. Попова согласуются
с данными других исследователей и подтверждаются за-
водской практикой.
Вывод. Регулируя режим цементации и состав наугле-
роживающей среды, для каждой марки стали можно по-
59
ракова величина ударной вязкости сердцевины не имеет
решающего влияния на сопротивление разрушению де-
тали от действия как статической, так и динамической
нагрузки. При одинаковых свойствах цементованного слоя
прочность изделия при статическом изгибе будет тем
больше, чем больше предел текучести сердцевины. Верх-
ний предел по содержанию углерода в стали можно не
ограничивать, если это не ведет к снижению прочности
сердцевины и если это не вызывается необходимостью
обеспечения хорошей обрабатываемости стали на станках.
Тенденция к повышению содержания углерода в це-
ментуемых сталях нашла практическое применение на
ряде заводов. Использование стали 20Х2Н4А вместо
стали 12Х2Н4А позволило повысить общую прочность
деталей и почти полностью ликвидировать их прежде-
временный выход из строя.
С применением стали ЗОХГТ вместо 18ХГТ, по данным
А. Д. Ассоиова, повысилась долговечность зубчатых колес,
установленных на автобусах, в 4—5 раз [2]. Однако не
все исследователи придерживаются мнения о необходи-
мости иметь повышенное содержание углерода в цементуе-
мой стали. Я. Е. Гольдштейн [161, например, считает,
что в одних случаях можно повышать содержание угле-
рода до 0,25—0,35%, а в других случаях следует иметь
более низкое содержание углерода (0,И—0,17 или 0,16—
0,23%). При установлении оптимального содержания
углерода, указывает Я. Е. Гольдштейн, необходимо учи-
тывать, что при повышении содержания углерода в стали
возрастает общая хрупкость деталей, которая может при-
вести к их поломкам в процессе изготовления, например
при правке, или при эксплуатации. Необходимо также
учитывать сечение деталей, сложность их конфигурации,
обрабатываемость резанием и другие факторы.
По мнению Е. Г. Перельмана не безразлично, как по-
ломается деталь — хрупко или вязко. В ряде случаев
при вязкой сердцевине, если появление трещин в цементо-
ванном слое не приведет к быстрому разрушению, может
быть увеличена долговечность детали. Кроме того, при
осмотре машин образование трещин в детали может быть
своевременно обнаружено, что позволит предотвратить
аварию. Е. Г. Перельман допускает повышение содержа-
ния углерода в цементуемой стали до 0,3% [60].
По данным И. С. Козловского [34] увеличение содер-
жания углерода в сердцевине при прочих равных усло-
62
виях не приводит к повышению предела выносливости
стали с содержанием углерода 0,15 и 0,37% при глубине
слоя цементации 1,1 мм (предел выносливости определялся
на образцах диаметром 6,3 мм). Повышение содержания
углерода в сердцевине от 0,17—0,24% до 0,27—0,34%
способствует повышению прочности только при умень-\у
шении глубины слоя от 1,0—1,25 до 0,5—0,7 мм.
Для предотвращения продавливания цементованного
слоя и усталостных поломок зубьев В. Т. Чириков [95]
рекомендует применять стали с высоким пределом прочно-
сти ( с содержанием углерода не менее 0,17% и с пределом
прочности не менее 120 кгс/мм2). Вместе с тем В. Т. Чи-
риков предлагает ограничить и верхний предел прочности
сердцевины до 150 кгс/мм2, так как при более высокой
прочности и большой глубине слоя образуются значитель-
ные растягивающие внутренние напряжения в подкорко-
вой зоне, приводящие к образованию трещин в сердце- ‘
вине, не выходящих на поверхность. Такие трещины при-
водят к сколам вершин и торцов зубьев.
В работе С. С. Ермакова проводились испытания пу-
тем повторных ударов образцов из углеродистой стали
с содержанием углерода от 0,095 до 0,47% [23].
При испытании иецементованных образцов с повыше-
нием содержания в стали углерода возрастало число уда-
ров до разрушения, а при испытании цементованных об-
разцов с глубиной слоя цементации 1,2 мм выдерживали
максимальное число ударов образцы с содержанием угле-
рода 0,22%.
Влияние содержания углерода на предел выносливости
хромистой цементованной стали с содержанием углерода
0,22 и 0,44% исследовал И. Д. Рыбасенко [73]. При кон-
центрации углерода в поверхностной зоне 1,08—1,12%
и глубине слоя 0,62 мм и 1,58—1,60 мм более высокая
усталостная прочность была у стали с содержанием ,
0,44% С. При концентрации углерода в поверхностной
зоне 0,28—1,36% и глубине слоя 1,55—1,56 мм более
высокий предел выносливости был у стали с содержанием
углерода 0,22%. В этой же работе показано, что повыше-
ние концентрации углерода в поверхностной зоне от
1,10—1,12 до 1,28—1,36% при одинаковой глубине слоя ,,
ведет к значительному снижению предела выносливости. V
Таким образом, данные ряда исследователей и опыт
работы заводов показали целесообразность повышения
содержания углерода в цементуемой стали с целью уве- \
63
ЛйчбНия твердости и предела текучести сердцевины и проч-
ности цементованной детали в целом. Однако верхний
предел по содержанию углерода в стали должен быть огра-
ничен. Это необходимо не только для улучшения обраба-
тываемости и снижения общей хрупкости детали, ио и
для получения наиболее высокой прочности. Существует
оптимальное содержание углерода, превышение которого
ведет к снижению сопротивления изгибу и предела вынос-
ливости цементованной стали.
При определении оптимального содержания углерода
необходимо учитывать не только твердость и прочность
сердцевины, но и величину сжимающих внутренних
напряжений в цементованном слое. Чем меньше разница
в содержании углерода в цементованном слое и в сердце-
шине, тем меньше разница в изменении удельного объема
[цементованного слоя и сердцевины при термической обра-
ботке и тем меньше сжимающие напряжения в цементован-
ном слое, а следовательно, ниже будет и прочность це-
ментованной стали. При очень низком содержании угле-
рода, несмотря на большую разницу в изменении удель-
ного объема слоя и сердцевины, сжимающие напряжения
в слое могут оказаться не наибольшими, так как в этом
случае возможно снижение напряжений за счет пласти-
ческой деформации сердцевины. При содержании угле-
рода выше оптимального возникающие сжимающие на-
пряжения в слое будут ниже предела текучести стали,
пластической деформации сердцевины происходить не
будет, но сжимающие напряжения по мере увеличения
содержания углерода будут уменьшаться. Так как на
твердость и предел текучести стали влияет не только
содержание углерода, но и других элементов, а также
сечение обрабатываемой детали, то оптимальное содержа-
ние углерода будет зависеть и от степени легированности
стали и размера детали.
Были исследованы хромоникелевые стали типа Х2Н4
и хромомарганцовотитановые типа ХГТ. Содержание
углерода в них изменяли от 0,07 до 0,45%. Химический
состав плавок приведен в табл. 4. Результаты определе-
ния напряжений первого рода в плавках 1 —6 хромомар-
ганцовотитановой стали после цементации на глубину
1,1—1,2 мм и термической обработки представлены на
рис. 31. Напряжения определяли на пластинах 5х20х 120
мм по методу М. М. Саверина [74]. Из приведенных кри-
вых видно, что по мере увеличения содержания углерода
64
Таблица 4
Химический состав (%) исследованных сталей
Условный помер плавки С Мп Si 1 Сг Ni Ti '
1 0,07 0,90 0,17 1,19 0,21 0,12
2 0,17 0,78 0,18 1,28 0,15 0,12
3 0,24 0,93 0,30 1,07 0,12 0,09
4 0,28 1,00 0,30 1,08 — 0,12
5 0,36 0,81 0,28 1,27 0,10 0,12
6 0,44 0,88 0,28 1,14 0,07 0,07
7 0,10 0,80 0,28 1,43 0,16 0,14
8 0,20 0,82 0,31 1,46 0,14 0,12
9 0,27 0,86 0,30 1,53 0,08 0,10
10 0,36 0,89 0,33 1,56 0,08 0,10
11 0,45 0,95 0,33 1,43 0,07 0,07
12 0,09 0,44 0,12 1,36 3,52 —
13 0,19 0,38 0,13 1,26 3,56 —
14 0,24 0,39 0,22 1,44 3,39 —
15 0,34 0,66 0,20 1,28 3,40 —
16 0,42 0,57 0,12 1,56 3,34 —
в сердцевине сжимающие напряжения на поверхности
уменьшаются и при содержании 0,36—0,44% С они пере-
ходят в растягивающие. На глубине 0,7 мм от поверхности
при всех содержаниях углерода имеем только сжимающие
напряжения, причем максимальное значение они имеют
в стали с 0,17% С, а затем уменьшаются по мере уве-
личения содержания угле-
рода. Аналогичный характер
распределения напряжений,
но при более высоком их
значении, получен в хромо-
никелевой стали типа Х2Н4.
В этой стали на глубине
0,1 мм от поверхности при со-
держании 0,18, 0,28 и 0,38%
С максимальные сжимающие
напряжения соответственно
составляли 85,88 и 77 кгс/мм2.
Рис. 31. Распределение внутренних
напряжений по глубине цементо-
ванного слоя в хромомарганцово-
титановой стали с разным содер-
жанием углерода
65
5 В. С. Сагарадзе
Рис. 32. Механические свойства нецементо-
ванной и сопротивление изгибу цементован-
ной хромомарганцовотитановой стали в зави-
симости от содержания в ней углерода
Снижение сжимающих напряжений в цементованном
слое приводит к уменьшению прочности цементованной
стали, хотя прочность и твердость сердцевины увели-
чиваются. На рис. 32 для стали ХГТ (плавки 1—6, табл. 4)
показана зависимость твердости, пределов прочности
и текучести от содержания углерода (образцы без цемен-
тации). Все эти три показателя увеличиваются при повы-
шении содержания углерода. Относительное сжатие при
этом снижается. На этом же рисунке показано измене-
ние сопротивления изгибу цементованных образцов (диа-
метр образца 12 мм, глубина слоя цементации 1,2 мм).
При содержании углерода до 0,24% сопротивление изгибу
увеличивается, а при дальнейшем повышении содержания
углерода уменьшается.
Изменение предела выносливости и твердости цементо-
ванных образцов из стали ХГТ (плавки 7—11) показано
на рис. 33, а. Максимальное значение предела выносли-
вости получено при содержании 0,2% С (глубина слоя
1,5 мм). Дальнейшее увеличение содержания углерода
приводит к снижению предела выносливости, хотя твер-
дость сердцевины с увеличением содержания углерода
непрерывно растет. На рис. 33, б показано, что в стали
ХГТ (плавки 1—6) с увеличением содержания углерода
до 0,44% увеличивается предел выносливости в нецементо-
66
Пниных образцах, но максимальное его значение полу-
чнется меньше минимального значения предела выносли-
вости цементованных образцов.
Влияние остаточных напряжений на усталостную проч-
ность подтверждается следующими данными. Образцы
с содержанием 0,07—0,44% С из стали ХГТ (плавки 1—6)
подвергали химико-термической обработке в слабо актив-
ной среде с углеродным потенциалом 0,30—0,32%. Об-
разцы с содержанием углерода до 0,30% в указанной
среде науглероживались, а образцы с содержанием угле-
рода больше 0,32% —обезуглероживались. Глубина слоя
науглероживания и обезуглероживания составляла 0,5 мм.
В сердцевине по мере увеличения содержания углерода
твердость увеличивается от HRC 12 до 53 (рис. 33, б).
Па поверхности твердость в этих же образцах остается
почти постоянной и находится в пределах HRC 41—44.
Образцы, подвергавшиеся химико-термической обра-
ботке, по сравнению с нецементованными образцами имеют
более высокий предел выносливости только при малом
содержании углерода, т. е. в том случае, когда имело
место науглероживание, приводящее к появлению на
Рис. 33. Предел выносливости и твердость
цементованной хромомарганцовотитановой
стали в зависимости от содержания в ней
углерода
о*
67
Содержание углерода В сердцевине
Рис. 34. Механические свойства цементован-
ных и нецементованных образцов из хромо-
никелевой стали в зависимости от содержа-
ния в ней углерода
поверхности сжимающих напряжений. В образцах с вы-
соким содержанием углерода, т. е. там, где происходило
обезуглероживание, а следовательно, появление растя-
гивающих напряжений на поверхности, предел выносли-
вости получался более низкий, чем в нецементованных
образцах.
Таким образом, повышение прочности при химико-
термической обработке в большей степени достигается
в образцах с невысоким содержанием углерода, когда
обеспечиваются более высокие сжимающие напряжения
на поверхности. Абсолютная величина предела выносли-
вости в этих образцах невелика, так как науглероживание
производилось только до 0,30—0,32% С и глубина слоя
составляла 0,5 мм. При науглероживании до содержания
0,8—1,0% С на поверхности и при глубине слоя 1,5 мм
(см. рис. 34, а) достигаются более высокие значения пре-
дела выносливости.
На рис. 34 приведены кривые зависимости механиче-
ских свойств цементованных и нецементованных образ-
цов от содержания углерода в хромоникелевой стали
68
типа Х2Н4 (плавки 12—16, табл. 5). Как видно из этих
кривых, предел прочности и твердость сердцевины (не-
цсмситованные образцы) с повышением содержания угле-
рода от 0,09 до 0,42% увеличиваются. Сопротивление
изгибу цементованных на глубину 1,45 мм образцов (диа-
метр 12 мм) увеличивается до содержания углерода 0,24%,
и при дальнейшем повышении содержания углерода оно
снижается. Аналогичным образом изменяется и предел
выносливости. Образцы с глубиной слоя 1,1 и 1,6 мм
имели наибольшие значения предела выносливости при
содержании 0,19% С. При более высоком содержании
углерода предел выносливости понижается и приближа-
ется к пределу выносливости нецементованных образцов
(сердцевины). При содержании 0,42% С пределы выносли-
вости цементованных и нецементованных образцов полу-
чились практически одинаковыми (в образцах с глубиной
цементации 1,1 мм одинаковые пределы выносливости
цементованных и нецементованных образцов получены
уже при содержании 0,34% С).
Таким образом, результаты исследования показали,
что увеличение содержания углерода вызывает повыше-
ние прочности и твердости сердцевины (нецементованных
образцов). Прочность же цементованных образцов (со-
противление изгибу и предел выносливости) сначала по-
вышается, достигает максимального значения, а затем
снижается. Снижение прочности связано с уменьшением
величины сжимающих напряжений в цементованном слое
по мере увеличения содержания углерода в сердцевине. При
увеличении сжимающих напряжений в цементованном слое
растут и растягивающие напряжения в подкорковой зоне.
Однако, как показывает практика, в цементованной стали
с глубиной слоя 1,0—2,0 мм разрушение всегда начина-
ется на поверхности, а поэтому появление растягивающих
напряжений в сердцевине не является опасным.
2. Влияние режима цементации на структуру
и свойства цементованной стали
Основными характеристиками, зависящими от режима
цементации и определяющими свойства цементованной
стали, являются глубина слоя, концентрация в нем угле-
рода, размер зерна, количество, форма и распределение
карбидной фазы и остаточного аустенита. При определе-
нии влияния глубины слоя на свойства цементованной
69
Рис. 35. Схема распределе-
п ния напряжений и .свойств
и в цементованной стали (по
С. В. Серенсену)
стали и работоспособ-
ность изготовленных из
нее деталей необходимо
учитывать твердость
сердцевины и соотно-
шение между глубиной
слоя и толщиной серд-
цевины. В деталях с
мягкой сердцевиной и малой глубиной слоя возможно
продавливание слоя, если деталь в работе испытывает
большие давления. Увеличение глубины слоя или повы-
шение твердости сердцевины предотвращает продавли-
вание слоя.
Влияние глубины цементации. Увеличение статиче-
ской и усталостной прочности стали в результате цемен-
тации объясняется более высокой прочностью самого
цементованного слоя и появлением в нем сжимающих
напряжений. До определенного отношения глубины слоя
чУ к толщине сердцевины прочность цементованной стали
увеличивается, а при дальнейшем повышении этого отно-
шения прочность не изменяется или уменьшается.
Это можно объяснить, используя схему С. В. Серен-
сена [83]. Согласно этой схеме (рис. 35) при глубине
слоя Д разрушение будет проходить в точке А' (луч О А),
так как напряжения в этой точке достигают предела вы-
носливости. Напряжения на поверхности оп при этом бу-
дут ниже предела выносливости для упрочненного слоя.
При увеличении глубины слоя до определенной величины
Д' напряжения на поверхности и на границе слоя и сердце-
вины будут равны пределам выносливости слоя и сердце-
вины (луч ОБ). При дальнейшем увеличении глубины
слоя напряжения в сердцевине будут уменьшаться
и разрушение будет происходить только у поверх-
ности .
По схеме можно определить относительную глубину
слоя, при которой разрушение переходит из сердцевины
на поверхность:
^.= 1
Г (Р-Ап ’
70
Увеличение глубины слоя сверх А' не будет приводить
к повышению предела выносливости. Учитывая, что в це-
ментованной стали присутствуют остаточные внутренние
А
напряжения и что при увеличении— сжимающие напря-
жения в слое уменьшаются, а растягивающие напряжения
и сердцевине увеличиваются отношение -у-, при котором
с увеличением глубины слоя предел выносливости не
повышается, будет иметь меньшее значение.
При оценке влияния глубины слоя на свойства цемен-
тованной стали необходимо учитывать и факторы, сопут-
ствующие увеличению глубины слоя (повышение концен-
трации углерода в слое, появление в структуре карбид-
ной сетки, присутствие остаточного аустенита и др.).
Максимальное значение предела выносливости ста-
лей 10, 12ХНЗА и 18Х2Н4МА достигается при отноше-
нии глубины слоя к радиусу образца 0,12—0,14 (рис. 36)„
При испытании на ударную усталость максимальное число
циклов до разрушения выдержали образцы с отношением
глубины слоя к радиусу образца 0,20—0,24 [53]. Испыта-
ние зубчатых колес из стали 20ХГ с модулем зуба т = 3
показало, что максимальное значение предела выносли-
вости достигается при отношении глубины слоя к половине
толщины зуба, равном 0,15—0,25. Фирма Глиссон (США)
рекомендует для зубчатых колес с модулем 1,5—5,0 отно-
шение глубины слоя к половине толщины зуба, равное
0,34—0,30, а для зубчатых колес с модулем 7—10, 0,26—
0,24 [361.
Расхождения в величине, рекомендуемых отношений
глубины слоя к радиусу образца или к половине толщины
зуба, по-видимому, мо-
гут быть объяснены
разной методикой опре-
деления глубины слоя
(полная глубина, до
Рис, 36. Зависимость предела
выносливости от глубины це-
ментованного слоя:
I сталь 10, образец диамет-
ром 10 мм (И. В. Кудрявцев,
II. И. Просвирин); 2 и 3 — ста-
ли I8X2H4MA и 12XH3A, обра-
диаметром 5,97 мм (Б. Г.
Гуревич, С. Ф. Юрьев)
71
половины переходного слоя, до определенного содержа- j
ния углерода и др.) и различными структурами слоя ’
и прочностью сердцевины, зависящими от состава стали. 1
Авторы работы [34 ] связывали влияние глубины слоя 1
на свойства цементованной стали с содержанием углерода i
в сердцевине и с концентрацией углерода в цементованном j
слое. В стали ХНЗ с содержанием углерода от 0,18 до
Q.,33% при увеличении глубины слоя от 0,7 до 1,25 мм ‘
предел прочности при изгибе понижался. Более резкое
снижение было у образцов с более высоким содержанием
углерода. Понижалась также и ударная вязкость цемен-
тованных образцов.
Испытание на усталость образцов из стали ЗОХГТ
й 18ХГМ показало также, что при увеличении глубины
слоя от 0,7 до 1,1 мм предел выносливости понижается.
Следует отметить, что в работе 134] при испытании на
усталость применяли образцы диаметром 6,3 мм. Поэтому
только при глубине слоя 0,7 мм площадь поперечного
сечения сердцевины превышала площадь сечения цемен-
тованного слоя. При глубине слоя 1,0 и 1,1 мм она была
меньше и составляла 46 и 42% от всей площади попереч-
ного сечения образца. Это вело к уменьшению сжимаю-
щих напряжений в цементованном слое и, следовательно,
явилось причиной снижения предела выносливости. По-
этому данные, полученные на тонких образцах, нельзя
сравнивать полностью с более крупными образцами или
с деталями с большим поперечным сечением сердцевины.
Автор данной книги исследовал влияние глубины
цементованного слоя и концентрации в нем углерода на
предел выносливости на консольных образцах диаметром
8 мм из стали 20Х2Н4А. Образцы проходили цементацию
при 900—920° С и термическую обработку по обычному
для этой стали режиму. Результаты усталостных испыта-
ний приведены в табл. 5. При концентрации углерода
в поверхностной зоне 0,82—0,84% при глубине слоя
0,68 и 1,1 мм был получен одинаковый предел выносли-
вости. При концентрации углерода 1,40—1,52 %С с новы-'t*
шением глубины слоя от 1,3 до 1,9 мм предел выносливости I
снизился от 79 до 68 кгс/мм2. Это понижение связано в пер-
вую очередь с уменьшением отношения площади попереч-
ного сечения сердцевины к площади поперечного сечения^
цементованного слоя. —f
Наиболее правильное представление о влиянии глубины
слоя на прочность цементованной стали дают натурные :
72
Таблица 5
Влияние глубины слоя и концентрации углерода
на предел выносливости цементованных образцов
из стали 20Х2Н4А
№ партии Глубина слоя (мм) при содержании углерода до 0,35% Концентрация углерода (%) на глубине до 0,10 мм * кгс/мм2
1 0,68 0,82 80
2 1,10 0,84 80
3 1,30 1,52 79
4 1,90 1,40 68
5 1,35 1,07 80
6 1,65 1,36 78
* Здесь и далее в таблицах предел выносливости при изгибе обо-
зпачен: о_1 — при симметричном цикле, ог— при несимметричном.
испытания деталей. Зубчатые колеса из стали 20Х2Н4А
с модулем зуба т = 9 были подвергнуты газовой цемен-
тации при 930° С на разную глубину слоя и термической
обработке по обычному для стали 20Х2Н4А режиму.
Зубья шлифованию не подвергали.
Испытание проводили на прессе-пульсаторе на базе
I млн. циклов. Распределение углерода и твердости
по глубине цементованного слоя показано на рис. 37.
Для зубчатых колес с глубиной слоя 0,82 мм (кривая /),
Рис. 37. Распределение углерода и
твердости по глубине цементованного
слоя зубчатых колес, испытанных на
усталость
73
Число циклов
Рис. 38. Усталостные кривые нитроце-
ментованных зубчатых колес из стали
20Х2Н4А с глубиной цементованного слоя:
1 — 0,5 —0,6 мм; 2 — 0,95 — 1,0 мм и 3 —
— 1,55 — 1,60 мм
1,2 мм (кривая 2) и 1,65 мм (кривая 3) получены пределы
выносливости соответственно 18, 20 и 19 тс/зуб. Практи-
чески можно считать, что зубчатые колеса имеют одина-
ковую усталостную прочность, т. е. изменение глубины
цементованного слоя от 0,82 до 1,65 мм в зубчатых коле-
сах с модулем зуба 9 на усталостную прочность влияния
не оказало. Это можно объяснить тем, что в испытанных
зубчатых колесах отношение глубины слоя к половине
толщины зуба составляло всего 0,08—0,11; это благоприят-
но повлияло иа сохранение высоких сжимающих напря-
жений в цементованном слое.
При испытании указанных зубчатых колес на прочность
при статической нагрузке также получены одинаковые
результаты (43—45 тс/зуб).
На рис. 38 приведены усталостные кривые для зубча-
тых колес из стали 20Х2Н4А после нитроцементации
при 930°С на глубину 0,5—0,6, 0,95—1,0 и 1,55—1,60 мм.
Отношение суммарной глубины слоя к толщине зуба в этих
зубчатых колесах составляло 0,07, 0,13 и 0,21. В структуре
нитроцементованного слоя карбиды и карбонитриды отсут-
ствовали.
Как видно из кривых, наиболее высокий предел вы-
носливости имеют зубчатые колеса с малой глубиной
слоя, а наиболее низкий—с большой глубиной слоя.
Предел выносливости изменяется в пределах 22—25 тс/зуб,
т. е. изменение глубины нитроцементованного слоя от
0,55 до 1,6 мм хотя и понижает предел выносливости,
по в незначительной степени.
Влияние концентрации углерода. Обычно придержи-
ваются эвтектоидной или близкой к эвтектоидной кон-
центрации углерода в поверхностной зоне цементованного
слоя. По данным И. С. Козловского оптимальным содержа-
нием углерода в слое является 0,8—1,05% 134]. При
более высоком содержании углерода понижается предел
прочности при изгибе на 10—15% и при кручении на 20%,
а ударная вязкость на 15—20%. В работе [92] максималь-
ное значение усталостной прочности в стали 12ХНЗА
получено при содержании 0,9% С; дальнейшее повышение
содержания углерода до 1,17% к снижению усталостной
прочности не приводит. Максимальное значение контакт-
ной прочности получено при содержании 1,1% С.
По данным М. А. Балтер [6] при высокой прочности
сердцевины (0,35% С) увеличение глубины слоя и повыше-
ние концентрации углерода от 1,2 до 1,4% ведет к резкому
снижению усталостной прочности. В стали с меньшим
содержанием углерода (0,17—0,22%) чувствительность
к повышению концентрации углерода в цементованном
слое значительно слабее. В то же время увеличение кон-
центрации углерода от 0,9 до 1,4% благоприятно влияет
па повышение контактно-усталостной прочности. Для
сильно нагруженных деталей М. А. Балтер рекомендует
применять сталь с содержанием 0,17—0,22% С при отно-
шении глубины слоя к половине толщины зуба 0,16—
0,19 и концентрации углерода в цементованном слое 1,1 —
1,4%.
При определении оптимального содержания углерода
и поверхностной зоне цементованного слоя необходимо
учитывать не только его количество, ио и условия работы
детали, химический состав стали и форму образующихся
избыточных карбидов. Карбиды в виде сетки повышают
хрупкость стали и.тем самым снижают качество цементо-
ванного слоя. Однако, если избыточные карбиды присут-
ствуют в структуре в виде мелких глобулей, то высокое
содержание углерода в слое не будет значительно влиять
на механические свойства цементованной детали, но будут
повышать износостойкость.
На рис. 39 представлены структуры поверхностной
зоны цементованного слоя с мартенситной основой и с раз-
личным количеством глобулярных карбидов. При испы-
тании образцов с указанными структурами на износ по
методу Шкода—Савина получены следующие результаты
(в 0,001 мм3): 170 (рис. 39, о), 190 (рис. 39, б) и 202
, (рис. 39, в), т. е. по мере уменьшения количества глобу-
лярных карбидов степень изибса увеличивается. При-
веденные’ данные показывают, что с целью повышения
износостойкости иногда целесообразно в иешлифуемых
деталях иметь более высокое содержание углерода в це-
ментованном слое (за счет некоторого снижения усталост-
ной прочности по сравнению с максимальным его значе-
нием).
Влияние концентрации углерода в поверхностной зоне
цементованного слоя стали 20Х2Н4А на усталостную
прочность видно из табл. 5. При глубине слоя 1,3—
1,35 мм (партии 3 и 5) и при концентрации углерода в слое
1,52 и 1,07% получен практически одинаковый предел
выносливости —соответственно 79 и 80 кгс/мм2. При
глубине слоя 1,1 мм и концентрации углерода 0,84%
I предел выносливости также равен 80 кгс/мм2. В структуре
! образцов, испытанных на усталость, избыточные карбиды
' присутствовали в виде мелких глобулей.
Таким образом, если режим цементации и последующей
термической обработки в данной стали обеспечивает полу-
чение избыточных карбидов в виде мелких глобулей (без
\ >сетки), то можно иметь более высокое содержание угле-
рода при сохранении хорошей износостойкости и без
заметного снижения усталостной прочности. Для деталей
из стали 20Х2Н4А рекомендуем концентрацию углерода
в поверхностной зоне 1,1—1,3%.
Рис. 39. Структуры поверхностной зоны цементованного слоя с раз-
личным количеством глобулярных карбидов
76
При характеристике цементованной стали по концен-
трации углерода необходимо учитывать не только содер-
жание углерода в поверхностной зоне, но и характер
распределения его по глубине слоя. Обеднение поверхност-
ной зоны углеродом при сохранении более высокого
(‘го содержания в зонах, расположенных глубже, приво-
дит к снижению усталостной прочности. Объясняется
что уменьшением сжимающих и в некоторых случаях
появлением растягивающих напряжений. Поэтому для
получения наиболее высокого предела выносливости же-
лательно, чтобы кривая распределения углерода в цемен-
тованном слое плавно снижалась от поверхности вглубь.
Влияние температуры цементации. Одним из факторов,
влияющих на структуру и свойства цементованной стали,
является температура цементации. Повышение темпера-
туры цементации используют как средство интенсификации
процесса. Наиболее широко для цементации применяют
температуру 900—930° С. На многих заводах цементацию
проводят при 960—980° С и даже при температурах выше
1000°С.
Структура и свойства цементованной стали, получае-
мые при высокотемпературной цементации, зависят от
состава стали и от режима последующей термической
обработки. Необходимо также учитывать, что при цемен-
тации сталей, склонных к росту зерен аустенита, детали
могут иметь повышенную деформацию. По данным работы
|4] резкое увеличение зерен начинается при нагреве
выше 1050° С в сталях 18ХГТ и 18ХГТЦ, при нагреве
выше 1000° С в сталях ЗОХГТ и ЗОХГТЦ и при нагреве
выше 950° С в стали 12Х2Н4А. По данным ряда исследо-
вателей в перегретых при высокотемпературной цемента-
ции сталях в процессе последующей термической обра-
ботки с повторным нагревом полностью восстанавливаются
структура и свойства [88, 98]. Стали, мало склонные
к перегреву, сохраняют высокие механические свойства пос-
ле непосредственной закалки от температуры цементации.
При повышении температуры цементации, несмотря
па увеличение растворимости углерода в аустените, кон-
центрация углерода в наружной зоне слоя не увеличива-
ется, а уменьшается или не изменяется. На рис. 40 пока-
заны кривые распределения углерода по глубине слоя
после цементации стали 20Х2Н4А при 900, 950 и 1000° С
в твердом карбюризаторе. Как видно из этих кривых,
при повышении температуры цементации концентрация
77
Расстояние от поверхности
Рис. 40. Влияние .температуры цементации на распределение
углерода по глубине слоя в стали 20Х2Н4А
углерода в поверхностной зоне одинаковая, а глубина слоя,
полученная при 1000° С, больше чем в 2 раза превышает
глубину слоя, полученную при цементации при 900° С.
Увеличение продолжительности цементации приводит
к повышению концентрации углерода в поверхностной
зоне, особенно при цементации, сталей содержащих
карбидообразующие элементы. Однако при цементации
сталей типа 20Х2Н4А во многих случаях увеличение
продолжительности цементации только увеличивает глу-
бину слоя, не вызывая повышения концентрации углерода
Рис. 41. Распределение углерода по глубине цементованного слоя при
разной продолжительности цементации стали 20Х2Н4А при 900 и
950° С
78
, , D ХСЛ
При современных методах цементации с регулированием
углеродного потенциала имеется возможность получать
требуемую концентрацию углерода в цементованном слое
при разных температурах цементации и разной продол-
жительности процесса. Однако в сталях, склонных к пере-
греву при нагреве до высоких температур, повышение
температуры цементации влияет на окончательную струк-
туру после термической обработки.
При цементации стали 20Х2Н4А при 900° С на поверх-
ности образуется зона с глобулярными карбидами. Глу-
бина залегания таких карбидов 0,1—0,2 мм (при глубине
слоя 1,2—1,8 мм). За этой зоной при медленном охлажде-
нии после цементации из аустенита выделяются карбиды
и виде сетки. Глубина залегания этой сетки зависит
от глубины заэвтектоидной зоны. Глобулярные карбиды
, образуются в процессе цементации. При повторном на-
греве до 900° С (при нормализации) они не растворяются,
а поэтому сохраняются в структуре и после окончатель-
. пой термической обработки.
Глобулярные карбиды, залегая в мартенситной основе,
повышают износостойкость стали и значительно не сни-
жают ее вязкости и прочности. Если же цементация про-
изводится при 950 и 1000° С, то глобулярные карбиды
в поверхностной зоне при цементации не образуются.
При охлаждении после цементации выделяется карбид-
ная сетка, начиная от самой поверхности, по границам
крупных зерен аустенита. На рис. 42 приведены микро-
структуры цементованного слоя стали 20Х2Н4А после
цементации при 900 и 950° С и высокого отпуска. На
рис. 42 а, заметна зона с глобулярными карбидами и мел-
кая карбидная сетка. На рис. 42, б зона с глобулярными
карбидами отсутствует, а карбидная сетка крупная
и начинается от самой поверхности.
При высокой температуре цементации хромоникеле-
вых и хромоникельвольфрамовых сталей появляется еще
один дефект структуры — повышенное количество оста-
точного аустенита, для устранения которого требуется
более сложная термическая обработка.
Таким образом, повышение температуры цементации
в мелкозернистых сталях, стойких против перегрева,
значительно не влияет на структуру и свойства цементо-
ванного слоя, а в сталях типа 20Х2Н4А структура цемен-
тованного слоя ухудшается.ПТоследуюпгей термической
обработкой можно""Пблучить удовлетворительную струк-
79
туру и высокие механические свойства. Отсутствие же
глобулярных карбидов в поверхностной зоне может отра-
зиться только на износостойкости деталей, не подвергае-
мых шлифованию.
Высокотемпературная нитроцементация. Наряду с це-
ментацией широкое применение получила высокотемпе-
ратурная нитроцементация, которую осуществляют при
850—950° С путем добавки аммиака в науглероживающую
газовую среду или с применением карбюризаторов, со-
держащих кроме углерода и азот, например триэтанола-
мина.
Содержание углерода и азота в диффузионном слое
зависит от температуры нитроцементации. С повышением
температуры количество углерода в слое увеличивается,
а количество азота уменьшается (рис. 43).
По данным многих исследователей процесс нитроцемен-
тации идет быстрее цементации, устраняется сажеобра-
зование и получается более чистая поверхность. По
данным работ [42, 19] при нитроцементации по сравнению
с цементацией достигается ускорение процесса на 15—
30%. В. В. Райцес [71 ] приводит данные Я- П. Абрамсон,
согласно которым при нитроцементации триэтаноламином
по сравнению с цементацией керосином при 930° С глу-
бина слоя увеличивается в 1,5—2,5 раза.
Рис. 42. Микроструктуры цементованного слоя стали 20Х2Н4А после
цементации при 900° С (а) и 950° С (б) и высокого отпуска
80
I’нс. 43. Распределение углерода и
.1 .'>!;! по глубине слоя при нитроце-
ментации железа [20]
Влияние азота на ускорение
цементации объясняется сле-
дующим [20]:
1) благоприятным влиянием
аммиака на ход газовой реак-
ции на поверхности стали
Рис. 44. Коэффициенты диф-
фузии D углерода и азота в
зависимости от температуры
при науглероживании СО
и нитроцементации СО +
+ CH3CN:
1 — нитроцементация; 2 —
науглероживание посредст-
вом СО [20]
вследствие образования
цианистого водорода и препятствием образованию водя-
ного пара и двуокиси углерода;
2) увеличением скорости диффузии углерода в при-
сутствии азота. На рис. 44 приведены кривые, характе-
ризующие изменение коэффициента диффузии углерода
и азота при цементации газом СО и при нитроцементации
смесью СО + CH3CN в зависимости от температуры.
Как видно из этих кривых, коэффициент диффузии угле-
рода при нитроцементации больше, чем при цементации;
с. повышением температуры эта разница уменьшается.
Исли при 850° С отношение коэффициентов диффузии
углерода при нитроцементации и при цементации равно
2,6, то при 900, 950 и при 1000° С оно соответственно
составляет 1,7, 1,2 и 1,0;
3) снижением температуры образования аустенита при
поглощении сталью азота, благодаря чему более высокое
растворение углерода в железе начинается при более
низких температурах.
Одновременное насыщение стали углеродом и азотом
но сравнению с чистой цементацией повышает износостой-
6 В. С. Сагарадзе
81
кость, а по некоторым данным повышает предел прочности
и предел выносливости [19, 42]. N
Сравнивать механические свойства цементованной и ни-
троцементованной сталей следует при обработке по опти-
мальному режиму. В сталях 40Х и 25ХГТ оптимальные
свойства получаются при сумме С + N на поверхности,
равной 1,0—1,25% при содержании углерода 0,65—
0,90% [35]. Для стали 25ХГМ, содержащей молибден,
оптимальная сумма С + N соответствует более высоким
пределам (1,3—1,6%) при содержании углерода 0,75—
1,2%. При недостатонаой концентрации азота_ происхо-
дит внутреннее jDjKHCJie^
повышенной концентрации азота в структуре образуется
«темная составляющая»,_ДВ обоих случаях снижается
выносливость при изгибе и прочность при статическом
изгибе.
При установлении влияния азота на свойства нитро-
цементованной стали необходимо учитывать склонность
нитроцементованной стали к деазотации. Согласно ра-
. боте [42] количество азота в стали, поглощенное при
. высокотемпературной нитроцементации, сохраняется лишь
1при непосредственной закалке от температуры нитро-
цементации. При охлаждении на воздухе содержание
азота в слое уменьшается на 25%, а при повторных на-
гревах и выдержках содержание азота может уменьшиться
J на 90%. Это свидетельствует о том, что эффективное дей-
П ствие азота на свойства нитроцементованной стали за-
П метно проявляется лишь при непосредственной закалке.
'< При повторных нагревах для высокого отпуска, нормали-
зации, закалки это действие уменьшается.
Опыты по газовой цементации стали 20Х2Н4А в шахт-
ной печи Ц-105 в чистом бензоле и в бензоле с добавками
аммиака (3 л/мин) показали, что при цементации с добав-
ками аммиака глубина слоя увеличилась при 870° С
на 20—30%, при 930° С на 15—20% и при 950° С на
12—15%. Кривые распределения углерода по глубине
слоя при цементации в чистом бензоле и в бензоле с до-
бавками аммиака в течение 12 ч при температурах 870
и 930° С приведены на рис. 45.
Влияние добавок аммиака при цементации в бензоле
на механические свойства показано в табл. 6. Выдержки
при цементации подбирали таким образом, чтобы в сравни-
ваемых образцах была одинаковая глубина слоя. Из
таблицы видно, что цементация в бензоле с добавками
82
I'нс, 45. Распределение углерода
но глубине слоя при цементации
и бензоле с добавками аммиака (У)
и и чистом бензоле (2) при 930 и
870° С
иммиака существенно не изме-
нила механических свойств.
Сопротивление изгибу и удар-
ная вязкость сохраняются
па одинаковом уровне, пре-
дел выносливости при цемен-
тации с добавками аммиака
получился больше по сравне-
нию с пределом выносли-
вости при цементации в чис-
том бензоле. Износостойкость
по Шкода—Савину более вы-
Расстояние от поверхности
сокая в образцах с глубиной слой 1,3 мм, подвергавшихся
цементации при 930° С с добавками аммиака, а в образцах
с глубиной слоя 1,7 мм износостойкость одинакова и при
цементации в чистом бензоле, и при цементации с добав-
ками аммиака. Образцы, цементованные при 950° С,
имели более низкую износостойкость по сравнению с об-
разцами, цементованными при 930° С, что связано с боль-
Таблица 6
Механические свойства образцов из стали. 20Х2Н4А
после различных режимов цементации
Глубина цементации Глубина слоя, мм аизг' кгс/мм2 кгс-м/см2 кгс/мм2 Износ, 0,001 мм3 HRC
В бензоле, 930° С, 8 ч 1,3 270 2,8 84 206 60,5
В бензоле, 930° С, 12 ч В бензоле с добавкой ам- 1,7 264 1,8 — 186 60,5
миака, 930° С, 6,5 ч В бензоле с добавкой ам- 1,3 272 2,3 94 177 60,5
миака, 930° С, 10 ч В бензоле с добавкой ам- 1,7 249 2,2 — 186 60,5
миака, 950° С, 5 ч Примечания: 1,3 265 2,8 90 206 60,0
1. После цементации высокий отпуск, закалка и низкий отпуск. 2. В таблице даны средние данные из пяти испытаний.
6
83
шим количеством остаточного аустенита при более высокой
температуре цементации.
Добавки аммиака в газовую среду при цементации
в природном газе способствуют заметному повышению
механических свойств образцов из стали 20Х2Н4А
(табл. 7). В данном случае в поверхностной зоне цементо-
ванного слоя на глубине до 0,3 мм содержание углерода
при цементации без добавки аммиака составляло 0,82%,
а при цементации с добавками аммиака 25—30% в по-
верхностной зоне имелось 0,78% С и 0,08% N. В обоих
случаях структура поверхностного слоя состояла из
мартенсита без карбидов. Следует отметить, что существен-
ного ускорения процесса цементации при добавлении
аммиака к природному газу при проведении опытов в це-
ховых условиях не наблюдалось.
Повышение прочности (по сранению с цементацией
бензолом) было получено при нитроцементации триэтано-
ламином. Результаты механических испытаний образцов
из сталей 20Х2Н4А и 20ХГНР приведены в табл. 8.
Содержание углерода в поверхностной зоне образцов
находилось в пределах 0,8—1,1%, а содержание азота
после нитроцементации при 870° С —0,38—0,40% и при
930° С—0,12—0,14%. После нитроцементации образцы
имеют более высокие сопротивления изгибу и предел
выносливости. Ударная вязкость нитроцементованных
образцов при малой глубине слоя более высокая, а с уве-
личением глубины слоя она уменьшалась. Особенно вы-
сокая ударная вязкость получена при проведении нитро-
цементации при 870° С. При этом более высокие показа-
Таблица 7
Механические свойства образцов из стали 20Х2Н4А
после цементации в природном газе
с добавкой и без добавки аммиака
Режим цементации аизг, кгс/мм2 а-1 кгс/мм2 а, кгс«м/см2
В природном газе, 930° С, 8 ч • • • То же, но с добавкой аммиака 25— 314 71 3,3
30% 371 85 3,6
Примечание. После цементации отпуск при 620° С, от 810° С и отпуск при 140° С. закалка
84
Таблица 8
Механические свойства образцов после цементации бензолом
и нитроцементации триэтаноламином
Температура и продолжи- тельность процесса Глубина слоя, мм Карбюриза- тор Сталь 20Х2Н4А Сталь 20ХГНР
<м - 2 J? ь а S о 5? 6 « * ff-r кгс/мм2 стизг’- кгс/мм2 еиэ/и*эля ‘v
930° С, 4 ч 0,55 0,60 Бензол Триэтанол- амин 348 362 1,87 2,47 — — —
930° С, 8 ч 1,07 1,15 Бензол Триэтанол- амин 332 346 2,05 1,80 78 88 — —
930°С, 12 ч 1,42 1,55 Бензол Триэтанол- амин 275 327 2,58 1,58 — 213 260 2,67 2,35
870° С, 12 ч 0,97 1,05 Бензол Триэтанол- амин 303 337 3,20 4,95 — 244 298 1,47 2,07
Приме ч а н и е. После цементации закалка и низкий отпуск.
тели по ударной вязкости были у нитроцементованных
образцов. Объясняется это тем, что при цементации и ни- /
троцементации при более низкой температуре получалась
более качественная структура. Если, например, при 930° С
и 8-часовой выдержке в структуре поверхностной зоны I
слоя имелись карбиды, ориентированные по сетке, то
после цементации и нитроцементации при 870° С в те- \
чение 12 ч при той же глубине слоя образовались очень
мелкие глобулярные карбиды.
Из этой же таблицы видно, что увеличение глубины
слоя от 0,55—0,60 мм до 1,42—1,55 мм ведет к снижению
сопротивления изгибу. Увеличение глубины слоя при
нитроцементации триэтаноламином по сравнению с це-
ментацией бензолом в опытах составило всего 8—10%.
Испытание на усталость зубчатых колес из стали
20Х2Н4А также показало что прочность нитроцементо-
ванных зубчатых колес выше, чем цементованных. Пре-
85
дел выносливости нитроцементованных зубчатых колес
составлял 22—25 тс/зуб (рис. 38). При газовой цемента-
ции зубчатых колес этого же наименования при той же
температуре на глубину 1,4—1,6 мм получен более низ-
кий предел выносливости — 18—20 тс/зуб.
Таким образом, результаты исследования позволяют
рделать вывод, что высокотемпературная нитроцемента-
ция сталей 20Х2Н4А и 20ХГНР по сравнению с газовой
цементацией повышает их прочность. При отсутствии
в структуре поверхностного слоя карбидной сетки или
ее остатков и других дефектов повышается или остается
без изменения и ударная вязкость. Добавки аммиака
при газовой цементации, обеспечивающие содержание
азота в поверхностной зоне 0,08—0,10%, также повышают
механические свойства цементованных образцов. Введе-
ние азота в диффузионный слой стали при высокотемпе-
ратурной нитроцементации или путем добавок аммиака
при газовой цементации влияет на качество слоя.
Следует отметить, что при проведении опытов по газо-
вой цементации с добавками аммиака и при нитроцемен-
тации триэтаноламином в производственных условиях
не было достигнуто значительного ускорения процесса
по сравнению с цементацией в природном газе. Наиболь-
шее увеличение глубины слоя не превышало 8—15%.
3. Влияние условий охлаждения после цементации
на структуру, напряженность, деформацию
и свойства цементованной стали
Режим охлаждения после цементации является одним
из важных факторов, влияющих на структуру, напряжен-
ное состояние, деформацию и свойства цементованной
стали. Так как цементованная сталь имеет разное содер-
жание углерода в цементованном слое и в сердцевине,
то устойчивость аустенита в них будет различная, а по-
этому превращение аустенита при охлаждении после
цементации в слое и в сердцевине будет протекать неодно-
временно.
В высоколегированных сталях даже в самом слое пре-
вращение аустенита будет протекать по-разному. Напри-
мер, в стали 20Х2Н4А при медленном охлаждении после
цементации при 900° С получается слоистая структура
(рис. 46). На глубине 0,1—0,2 мм от поверхности обра-
86
Рис. 46. Микроструктура цементованного слоя стали 20Х2Н4А после
цементации при 900° С в твердом карбюризаторе н охлаждения с ящи-
ком
зуется троостит с глобулярными карбидами, глубже рас-
положена зона, богатая аустенитом, затем трооститная
зона, за которой расположена переходная зона. При
ускорении охлаждения увеличивается количество оста-
точного аустенита. При охлаждении в масле от темпера-
туры цементации образуется аустенито-мартенситная
структура с глобулярными карбидами у поверхности. По
мере удаления от поверхности количество аустенита
уменьшается. Структура сердцевины состоит из мартен-
сита низкоуглеродистой стали. Устойчивость аустенита
в сердцевине и в разных зонах цементованного слоя стали
20Х2Н4А при охлаждении от 900 и 800° С характеризуется
диаграммами изотермического превращения переохла- t
жденного аустенита в сталях 20Х2Н4А, 50Х2Н4А, j
80Х2Н4А и 125Х2Н4А. Эти стали имитируют различные ;
зоны цементованного слоя (рис. 47).
Как видно на этих диаграммах, в верхней области
превращений (перлитной) после аустенизации при 900° С
температура минимальной устойчивости переохлажденного
аустенита понижается от 625° С в стали 20Х2Н4А до
575° С в стали 80Х2Н4А, а в стали 125Х2Н4А она снова
повышается до 600° С. Наиболее быстро и полно заканчи-
вается превращение при температуре минимальной устой-
чивости аустенита в этой области в стали 80Х2Н4А и на-
иболее медленно в стали 20Х2Н4А. Устойчивость аусте-
нита в области промежуточного превращения увеличи-
вается с повышением содержания углерода. После аусте-
низации при 800° С устойчивость аустенита более низкая,
по наибольшей устойчивостью обладает аустенит в стали
20Х2Н4А.
87
Время
Рис. 47. Диаграммы изотермического превращения аустенита в сталях
20Х2Н4, 50Х2Н4, 80Х2Н4 и 125Х2Н4 после заустенизации при 900
(а) и 800° С (б)
Неодинаковая устойчивость аустенита в сердцевине
. \ ив различных зонах цементованного слоя является одной
из причин появления значительных внутренних напря-
жений и деформации при охлаждении от температуры
цементации. Особенно опасным является появление растя-
гивающих напряжений на поверхности, которые иногда
приводят к образованию трещин. Повышенная деформа-
ция вызывает ряд производственных затруднений и кос-
венным образом влияет на прочность деталей. Например,
вследствие деформации зубчатых колес в процессе шли-
фования поверхностный слой снимается неравномерно,
что приводит к получению неравномерной прочности
зубьев и снижает долговечность зубчатых колес.
На деформацию деталей при цементации и при последую-
щей термической обработке влияет очень много факторов:
конфигурация детали, исходная структура, величина
X'j и неравномерность наклепа поверхностного слоя при
58
механической обработке, глубина цементованного слоя,
содержание в нем углерода, режим охлаждения после
цементации, режим последующей термической обработки
п др. Рассмотрим деформацию при охлаждении после
цементации.
Различают два вида деформации — деформацию вслед-
ствие изменения удельного объема стали при .фазовых
превращениях и деформацию вследствие образования на-
пряжений при неодинаковом и неравномерном фазовом
превращении различных зон объема детали. Первый вид
деформации является неизбежным и' его предотвратить
Изменение наружного диаметра,мм 1111 Кь яь яъ Л Оз No 0
оооооо -СОЙ. •
оо 8о • • • • •
ооЪо • •••
о ••• ООО
Разность между наибольшей и наименьшей длиной общей нормали, мм
0 •
0 • О ••
00 • • •
0 ••• 0 •
оо оо • • •
о о •
0 0 • о
00 ооооо • • • 0 о
о 0 • • оо»оо
0
Биение обода, мм •
0 •
0% • •
ооооо •г
ооЗоо __с°о9. 0
ооооо •в* о о ово
О°о • нОг
•W»
После механической обработки После цементации После нор- мализации После закалки а отпуска
Рис. 48. Деформация зубчатых колес после
различных операций термической обработки:
• — после нормализации; б — без нормализации
89
нельзя, его можно лишь учесть заранее. Второй вид де-
формации (коробление, искажение плоскости или обода
зубчатого колеса и др.) можно уменьшить, снижая вели-
чину внутренних напряжений и уменьшая их неравно-
мерность в объеме детали в процессе термической обра-
ботки. Этому виду деформации особенно подвержены
цементуемые детали. Вследствие неодинакового содержа-
ния углерода структурные превращения в цементованном
слое и в сердцевине протекают неодновременно, что и вы-
зывает появление внутренних напряжений и деформацию.
На. рис. 48 приведены результаты измерения деформа-
ции зубчатых колес из стали 20Х2Н4А. Эти детали после
механической обработки проходили следующие операции:
* 1) газовую цементацию при 930° С на глубину 1,6—
1,8 мм. Охлаждение после цементации на воздухе;
2) нормализацию при 890° С (50% от общего количе-
ства; на рисунке показано черными кружками);
3) высокий отпуск при 620° С;
4) закалку от 810° С в масле (под прессом);
5) низкий отпуск при 140° С.
Величину деформации определяли после 1-й, 2-й,
и 5-й операций по изменению наружного диаметра, длины
общей нормали и по биению обода. Как видно на рис. 48,
уменьшение наружного диаметра, изменение разности
между наибольшей и наименьшей длиной общей нормали
и биение обода получают наибольшие значения после
цементации. Более низкие значения величины биения
обода, полученные после закалки и низкого отпуска,
объясняются тем, что закалка производилась под прес-
сом. Регулируя условия охлаждения от температуры
цементации, можно влиять на величину напряжений и на
деформацию.
Различные условия охлаждения после цементации
создавали путем изотермических выдержек при темпера-
турах 650, 625, 600, 575, 450 и 350° С. Для характеристики
превращений аустенита в сердцевине и в цементованном
слое были рассмотрены стали 20Х2Н4А (соответствующая
сердцевине) и 80Х2Н4А (приблизительно соответствую-
щая цементованному слою, см. рис. 47). При 650—625° С
аустенит обладает минимальной устойчивостью в сердце-
вине (сталь 20Х2Н4А) и максимальной устойчивостью
в цементованном слое (сталь 80Х2Н4А).
Поэтому выдержки при данных температурах при-
водят к превращению аустенита в сердцевине и сохране-
90
и ню его в цементованном слое. Увеличение объема сердце-
вины вызовет пластическую деформацию цементованного
слоя. При охлаждении после изотермической выдержки
превращение в цементованном слое произойдет по мартен-
ситному типу. При изотермической же выдержке при
575—600° С, наоборот, превращение идет главным обра-
зом в цементованном слое, а в сердцевине аустенит сохра-
няется и лишь при охлаждении после выдержки претер-
певает промежуточное и мартенситное превращение. Это
приводит к появлению в цементованном слое значительных
растягивающих внутренних напряжений.
Изотермическая выдержка при 450° С соответствует
зоне наибольшей устойчивости аустенита как в сердцевине,
так и в цементованном слое. Превращение аустенита
после такой выдержки будет протекать по промежуточному
и мартенситному типу более или менее равномерно по
всему объему детали. Выдержка при 350° С вызовет пре-
вращение по бейнитному типу только в сердцевине. Необ-
ходимо учитывать, что степень превращения, образую-
щиеся напряжения, величина деформации цементованной
стали зависят от глубины слоя, концентрации в нем
углерода и от продолжительности изотермической вы-
держки.
На рис. 49 приведены кривые распределения внутрен-
них напряжений, получившиеся в пластинах после це-
ментации и изотермической выдержки в течение 1 ч при
разных температурах. Глубина цементации 1,5 мм. Как
видно, значительные растягивающие напряжения полу-
чаются при изотермических выдержках в интервале тем-
ператур 575—600° С. При 625 и 650° С они небольшие,
при 625° С растягивающие, а при 650° С — сжимающие.
При изотермической выдержке при 450 и 350° С они
также небольшие и мало отличаютяся от напряжений,
получившихся при изотермической (горячей) закалке
и при охлаждении на воздухе.
Таким образом, для получения минимальных растя-
гивающих напряжений наиболее .благоприятными явля-
ются изотермические выдержки при температурах 650,
625, 450 и 350° С, горячая закалка и охлаждение на воз-
духе. Изотермические выдержки при 575—600° С явля-
ются опасными с точки зрения образования трещин в це-
ментованном слое, так как они приводят к появлению
в нем значительных растягивающих внутренних напря-
жений.
91
Рис. 49. Распределение внутренних напря-
жений в стали 20Х2Н4А после цементации
при 930° С и охлаждения с изотермическими
выдержками в течение 1 ч при 650—350° С,
а также после закалки в горячей среде при
200° С и после охлаждения на воздухе
Однако получение минимальных напряжений еще не
свидетельствует о том, что при таких же условиях охла-
ждения получится и минимальная деформация. Исследо-
вание деформации в зависимости от условий охлаждения
после цементации производили на образцах типа образцов
Френча, но более крупных размеров (диаметр ПО мм,
толщина 18 мм) с целью приближения условий охлажде-
ния образцов к деталям. Чтобы исключить влияние на-
клепа, все образцы после механической обработки под-
вергали высокому отпуску. Для учета влияния глубины
цементации исследовали образцы с разной глубиной це-
ментованного слоя (1,3 и 1,7 мм). Образцы были изгото-
влены из стали 20Х2Н4А. Цементацию проводили при
930° С. Изотермические выдержки делали при температу-
рах 650—350° С в течение 1 и 3 ч. После изотермической
92
выдержки образцы охлаждали на воздухе. Для получения
сравнительных данных образцы также охлаждали от
температуры цементации на воздухе, в масле и в расплаве
щелочи при 200° С с выдержкой 10 мин.
Данные об изменении величины прорези в образ-
цах приведены на рис. 50. При малбй глубине слоя
(1,3 мм) минимальная деформация получается при изо-
термической выдержке при 650° С в течение 1 ч (сплош-
ная кривая) и при 625° С в течение 3 ч (штриховая кри-
вая). При 575° С также наблюдается уменьшение дефор,-
мации. При цементации на большую глубину (1,7 мм)
минимальная деформация происходит при изотермических
выдержках 1 и 3 ч при 600° С.
Как видно из приведенных данных, температура изо-
термической выдерки в интервале 650—575° С, обеспе-
чивающая минимальную деформацию, зависит от глубины
слоя и продолжительности выдержки. Поэтому для про-
изводственных условий выбор оптимальной изотермы
в этом интервале температур будет затруднительным.
Но на рис. 50 видно, что и при большой и малой глубине
слоя и при продолжительности выдержки 1 и 3 ч минималь-
ная деформация происходит при изотермической выдержке
Рис. 50. Изменение величины прорези в укрупненных об-
разцах Френча в зависимости от температуры изотерми-
ческой выдержки при охлаждении после цементации.
Сталь 20Х2Н4А
93
икс Рис. 51. Твердость цементованного
слоя и сердцевины в зависимости
от температуры изотермической вы-
держки (1 и 4 ч) при охлаждении
после цементации. Сталь 20Х2Н4А
при температуре 450° С. Эта
температура соответствует
области наибольшей устой-
чивости аустенита как для
сердцевины, так и для це-
ментованного слоя. Большая
деформация получается при
изотермической выдержке
при 350° С. На рис. 51 для
образцов с глубиной цемента-
ции 1,7 мм приведены сравни-
тельные данные в виде стол-
биков по деформации при
закалке в горячей среде при 200° С, при охлаждении
от температуры цементации на воздухе и в масле. Как
видно из этих данных, степень деформации при приме-
нении изотермической выдержки при 450° С меньше,
чем при охлаждении на - воздухе, в горячей среде, а
тем более — при охлаждении в масле. Таким образом,
оптимальным условием охлаждения после цементации,
дающим минимальную деформацию, для стали 20Х2Н4А
является ступенчатое охлаждение с остановкой при 450° С.
Регулируя температуру изотермической выдержки при
охлаждении после цементации, можно получить ту или
иную твердость. Если необходимо иметь мягкую сердце-
вину и мягкий слой, то изотермическую выдержку сле-
дует производить при 610° С (рис. 51). При выдержке
при 650° С получается твердый слой, но мягкая сердце-
вина, а при выдержке при 575° С, наоборот, твердая сердце-
вина, но мягкий слой. Выдержка же при 450° С дает твер-
дый слой и достаточно твердую сердцевину, особенно
если эта выдержка небольшая.
Как известно, непосредственная закалка стали 20Х2Н4
с цементационного нагрева не обеспечивает получения
оптимальных свойств в цементованных деталях. Но
согласно данным работ [46, 76] двойная закалка, состоя-
щая из непосредственной закалки от температуры цемен-
тации и второй закалки от 800° С, обеспечивает высокую
стойкость против питтингообразования и высокий предел
94
выносливости цементованных деталей. В нашем случае
охлаждение с изотермической выдержкой при 450° С
можно рассматривать как первую закалку, после которой
должна быть произведена вторая закалка от 800° С.
При таком режиме обработки будет уменьшена деформа-
ция при охлаждении после цементации и будут обеспе-
чены высокие механические свойства цементованных де-
талей.
Преимущество изотермической выдержки при 450° С
по сравнению с выдержками при более высоких темпера-
турах (650—600° С) еще и в том, что при быстром охла-
ждении до 450° С и выдержке при этой температуре не
выделяется карбидная сетка, а поэтому отпадает необхо-
димость в нормализации. Остановка при 650—600° С
приводит к выделению из аустенита карбидной сетки.
Для ее разрушения потребуется нормализация.
Если требуется получить деталь не с оптимальными
свойствами, а с минимальной деформацией, то можно
ограничиться ступенчатой закалкой с изотермической
выдержкой при 450° С и последующим охлаждением
в масле. Как видно из рис. 52, при этом получается высо-
кая твердость цементованного слоя и сердцевины.
На величину деформации значительное влияние ока-
зывает наклеп поверхностных слоев детали при механи-
ческой обработке. Из данных табл. 9 следует, что высокий
отпуск, устраняющий наклеп, значительно снижает вели-
чину деформации, особенно в процессе цементации.
б)
' Рис. 52. Содержание карби-
дов и их состав на различ-
ном расстоянии от цементо-
ванной поверхности. Сталь
20Х2Н4А.
Охлаждение от температуры
цементации:
Расстояние от поверхности
а)
1 — в масле; 2 — на воздухе;
3 — с ящиком
95
На величину деформации влияет также глубина цемен-
тованного слоя. В образцах Френча при цементации на
глубину 1,9 мм величина прорези увеличивается меньше
по сравнению с цементацией на глубину 1,1 мм (табл. 10).
При ложной цементации увеличение прорези у образцов
Таблица 9
Деформация образцов Френча из стали 20Х2Н4А
при различных операциях термической обработки
Состояние образ- ца после механи- ческой обработки Увеличение прорези (мм) после
цемента- ции нормали- зации высокого отпуска закалки низкого отпуска
Без отпуска 0,0825 0,0925 0,1300 0,2225 0,1500
После отпуска 0,0175 0,0250 0,0625 0,1425 0,0900
Таблица 10
Изменение величины прорези в образцах Френча
в процессе термической обработки
(по сравнению с исходным состоянием)
Глубина слоя, мм Увеличение прорези (мм) после
цемента- ции нормали- зации высокого отпуска закалки низкого отпуска
Ложная цементация (без слоя) 0,127 0,211 0,230 0,478 0,547
1,1 0,275 0,090 0,149 0,232 0,303
1,9 0,182 0,092 0,116 0,141 0,180
получилось наименьшее, а при последующих операциях
термической обработки — наибольшее. Это может быть
связано с отсутствием в ложноцементованных образцах
науглероженного слоя с остаточным аустенитом, сни-
жающим степень деформации.
От скорости охлаждения цементованных деталей от
температуры цементации зависит режим последующей
термической обработки. При медленном охлаждении де-
талей в цементационных ящиках по границам зерен аусте-
нита выделяется карбидная сетка. Закалка при 800° С
!не всегда обеспечивает в достаточной степени разрушение
уэтой сетки. Поэтому после цементации применяют нор-
96
мализацию с нагревом до высоких теператур. Если охлаж-
дение после цементации быстрое (на воздухе или в масле);
го карбидная сетка не выпадает и нормализацию можно п
не делать. Это дает возможность избежать излишние на- Г
гревы до высоких температур, вызывающие окисление
н обезуглероживание цементованной стали. Быстрое охла-
ждение после цементации сталей 20Х2Н4А и 18Х2Н4МА
положительно влияет на свойства стали и подругой при-
чине. Так, И. М. Любарский [46] показал, что при бы-
стром охлаждении аустенит получается более насыщен-
ным хромом, что повышает прочность стали.
Влияние скорости охлаждения от температуры це-
ментации на количество и состав карбидов и на состав
твердого раствора исследовали в стали 20Х2Н4А ’ на
образцах, прошедших цементацию на глубину 2 мм.
Охлаждение после цементации производили с ящиком,
па воздухе и в масле. Карбиды выделяли электролити-
чески по методу Н. М. Поповой непосредственно на це-
ментованной поверхности и после шлифования на глубину
0,2, 0,4 и 0,6 мм.
На рис. 52 приведены кривые, показывающие содержа-
ние и состав карбидов на различном расстоянии от по-
верхности при указанных скоростях охлаждения. Так
как при охлаждении в масле карбиды из аустенита не
выделяются, то кривая 1 на рис. 52, а характеризует со-
держание карбидов, получившееся при цементации. При
охлаждении на воздухе (кривая 2) небольшое количество
карбидов успевает выделиться. Медленное охлаждение
образцов в ящике дает наибольшее количество карбидов
(кривая 3).
На рис. 52, б, где показано изменение состава карби-
дов на различном расстоянии от поверхности, видно, что
содержание углерода в карбидах практически не зависит
от скорости охлаждения после цементации и на различном
расстоянии от поверхности остается постоянным. Не
обнаружено также закономерной связи между содержа-
нием хрома в карбидах и скоростью охлаждения. С увели-
чением расстояния от поверхности заметна слабая тенден-
ция к понижению содержания хрома в карбидах для всех
трех режимов охлаждения.
На рис. 53 показано содержание углерода и хрома
в твердом растворе на различном расстоянии от поверх-
ности при разных скоростях охлаждения после цемента-
ции. Как видно на этом рисунке, на глубине до 0,3 мм
7 В. С. Сагарадзе 97
при охлаждении образцов с ящиком в твердом растворе
углерод почти отсутствует, а содержание хрома незначи-
тельное. При охлаждении на воздухе и в масле твердый
раствор более богат углеродом и хромом, однако значи-
тельная часть этих элементов находится в карбидах. При
ускоренном охлаждении (воздух, масло) в твердом рас-
творе остается только та часть хрома и углерода, которая
не была связана в карбидах, образовавшихся в процессе
цементации. На глубине 0,35—0,70 мм даже при медлен-
ном охлаждении после цементации значительное коли-
чество углерода и хрома остается в твердом растворе.
Это та часть слоя, в которой карбиды при цементации
не образовались, а в микроструктуре обнаруживается
большое количество остаточного аустенита. Чем дальше
от поверхности, тем меньше образуется избыточных кар-
бидов, тем меньше они связывают углерод и хром.
Приведенные данные показывают, что содержание
хрома и углерода в твердом растворе цементованного
слоя стали 20Х2Н4А определяется количеством карбидов,
образующихся при цементации при последующем охла-
ждении. Химический состав карбидов от скорости охла-
ждения не зависит.
Результаты, полученные для стали 20Х2Н4А, можно
отнести и к другим сталям. В сталях, легированных менее,
чем сталь 20Х2Н4А, не получается столь неоднородной
структуры после цементации, меньше образуется остаточ-
ного аустенита, но обеднение твердого раствора углеродом
и карбидообразующими элементами в результате карбидо-
образования при цементации, а также при замедленном
охлаждении после цементации, может иметь место. При
Рис. 53. Содержа-
ние углерода и хро-
ма в твердом ра-
створе на различ-
ном расстоянии от
поверхности при
разных скоростях
охлаждения после
цементации. Сталь
20Х2Н4А: ’
1 — общее содержа-
ние; 2, 3 и 4 — после
охлаждения соответ-
ственно в масле на
воздухе и с ящиком
Расстояние от поверхности
98
Рис. 54. Частотные кривые баллов по избы-
точным карбидам при цементации: в твердом
карбюризаторе (/) и при газовой цемента-
ции (2)
милой скорости охлаждения после цементации также
может выделиться карбидная сетка, для разрушения
которой приходится применять нормализацию.
При цементации более легированных сталей, например
стали 18Х2Н4МА, скорость-охлаждения после цемента-
ции будет меньше влиять на структуру цементованного
слоя, так как в этой стали превращение Аг' отсутствует,
а поэтому при любой скорости охлаждения не образуется
перлита, сорбита и троостита. В цементованном слое стали
18Х2Н4МА может образоваться карбидная сетка и может
протекать промежуточное и мартенситное превращение.
Влияние скорости охлаждения на величину карбидной
сетки характеризуют данные контроля зубчатых колес
из стали 20Х2Н4А по карбидной фазе после цементации.
Па рис. 54 приведены частотные кривые для зубчатых
колес после цементации в твердом карбюризаторе с после-
дующим медленным охлаждением с ящиком и после газо-
вой цементации с охлаждением на воздухе. После це-
ментации в твердом карбюризаторе максимальное коли-
чество зубчатых колес имеют 4-й балл по избыточным
Карбидам (глубина залегания избыточных карбидов в виде
сетки более 0,35 мм). После газовой цементации макси-
мальное число зубчатых колес имеют 3-й балл по избы-
точным карбидам (глубина залегания карбидной сетки
Менее 0,35 мм). Благодаря переходу с твердой цементации
На газовую число зубчатых колес, подлежащих нормали-
зации, резко сократилось (согласно технологическому
Процессу зубчатые колеса с 4-м баллом по избыточным
7* 99
карбидам подлежат нормализации, а с 3-м баллом норма-
лизации не подлежат).
Для стали каждой марки следует подбирать свой опти-
мальный режим охлаждения после цементации. При этом
необходимо учитывать влияние скорости охлаждения на
структуру и свойства сердцевины.
4. Влияние режима термической обработки
на структуру и свойства цементованной стали
На рис. 55 приведены схемы термической обработки
деталей после цементации. По схемам 1 и 2 обрабатывают
стали, не склонные к перегреву, типа 18ХГТ, 25ХГТ,
18ХГТЦ и др. По этим же схемам можно обрабатывать
углеродистые стали, но они будут иметь перегретую струк-
туру. С целью уменьшения деформации при обработке
по схеме 2 производят подстуживание.
При обработке по схеме 3 устраняется перегрев и улуч-
шается структура сердцевины, но цементованный слой
приобретает крупнозернистое строение. В высоколеги-
Время
ц-цементация О-отпуск
н-нормализация X-обработка
3 - закалка * олодом
Рис. 55. Схемы термической обработки деталей после цементации
100
рованных сталях (20Х2Н4А) после такой обработки це-
ментованный слой имеет повышенное количество остаточ-
ного аустенита. ~.......... -.........
При обработке по схеме 4 сердцевина останется пере-
гретой, а цементованный слой будет иметь мелкозерни-
стое строение. При обработке по схемам 5 и 6 и сердцевина
и цементованный слой будут иметь мелкозернистое строе-
ние. Кроме того, при такой обработке разрушается кар-
бидная сетка, образующаяся при медленном охлаждении
после цементации. По этим режимам можно обрабатывать
как углеродистые, так и легированные стали.
Обработку по схеме 7 применяют для высоколегиро-
ванных сталей типа 20Х2Н4А, склонных давать повышен-
ное количество осаточного аустенита в структуре цемен-
тованного слоя. Если необходимо разрушить карбидную
сетку в таких сталях, применяют обработку по схеме 8.
Для деталей из стали 18Х2Н4МА, которая дает очень
устойчивый аустенит в цементованном слое, применяют
обработку по схеме 9.
Представляет интерес обработка по схеме 10, т. е. за-
калка с цементационного нагрева + повторная закалка
от 800—810° С, а затем низкий отпуск. Исследования
показали, что при обработке по этой схеме сталей 20Х2Н4А
и 18Х2Н4МА хотя и сохраняется в структуре повышенное
количество остаточного аустенита, механические свойства,
контактная усталостная прочность и износостойкость
получаются достаточно высокими и даже превышают свой-
ства, полученные этими сталями при обработке по схе-
мам 7—9 [46].
Обработка по схеме// представляет один из вариантов
светлой ступенчатой закалки. После цементации детали
охлаждают на воздухе, затем их нагревают в соляной ванне
до температуры, при которой производят нормализацию
с целью разрушения карбидной сетки, после соответствую-
щей выдержки охлаждают до 570—580° С в расплаве
солей или щелочи, выдерживают 2—3 ч, охлаждают в рас-
плаве щелочи до 200—220° С, а затем охлаждают в воде.
Температура 200—220° С применительно к стали 20Х2Н4А
лежит немного выше мартенситной точки для цементован-
ного слоя и ниже мартенситной точки для сердцевины.
Варианты обработки со ступенчатой закалкой могут
быть и иными. Например, если после цементации не обра-
зуется карбидной сетки, то нагрев до температуры норма-
лизации можно не производить, а сразу нагревать детали
101
для отпуска, а затем, не охлаждая после выдержки,
переносить в соляную ванну для нагрева под закалку.
В схемах 12—14 применяют обработку холодом. Эти
схемы обработки используют для сталей, дающих повышен-
ное количество остаточного аустенита. Обработка холодом
повышает твердость, износостойкость, но значительно
повышает хрупкость цементованного слоя, а во многих
случаях снижает прочность при изгибе и усталостную
прочность. Поэтому эти схемы обработки следует при-
менять осторожно.
Приведенные схемы наиболее распространены на заво-
дах; они не исчерпывают всех возможных вариантов тер-
мической обработки. Рассмотрим отдельные операции
термической обработки и их влияние на свойства цементо-
ванной стали.
Термическая обработка углеродистых сталей. Детали
из низкоуглеродистых сталей после цементации могут быть
термически обработаны по схемам 1—5 (рис. 55). Чаще
их обрабатывают по схемам 1, 2 и 4, реже по схеме 5.
По данным работы [42] непосредственная закалка от
температуры газовой цементации (930—950° С) с подсту-
живанием до 840—820° С (схема 2) сталей СтЗ и Ст5
не приводит к большому росту зерна и ухудшению меха-
нических свойств. Это может быть связано с влиянием
скорости охлаждения от температуры выше Ас3 на меха-
нические свойства сердцевины. Низкоуглеродистые стали
на мартенсит не закаливаются. По данным работы [86]
критическая скорость закалки углеродистой стали, со-
держащей 0,19% С, равна 1925° С/с. Такую скорость охла-
ждения трудно получить даже на образцах небольшого
сечения. Однако увеличение скорости охлаждения повы-
шает механические свойства сердцевины вследствие полу-
чения более дисперсных продуктов превр>ащения аусте-
нита (термическое упрочнение).
На свойства сердцевины влияет также температура
закалки. Повышение температуры нагрева обеспечивает
получение более высоких механических свойств (табл. 11).
Поэтому закалка с цементационного нагрева дает более
высокие механические свойства сердцевины по сравнению
с закалкой от температуры немного выше Асг.
Приведенные в табл. 11 данные получены на образцах
из стали 15 диаметром 6 мм, для которых при закалке
в воде обеспечивалась достаточно большая скорость
охлаждения. При применении образцов более крупных раз-
102
Таблица 11
Механические свойства образцов из стали 15 (0,14% С)
после нормализации и термического упрочнения
Режим терми- ческой обработки НВ % кгс/мм2 а0,2* кгс/мм2 б. % it. % а, кгс-м/см2
Нормализация, 900° С Охлаждение в воде от: 116 45 26 36 72 23
780° С 175 60 32 22 63 19
830° С 187 62 35 23 69 19
870° С 203 65 44 23 69 20
900° С 210 72 55 20 64 17
меров эффект от термического упрочнения будет меньше.
В табл. 12 приведены механические свойства образцов
из стали 10 после нормализации и термического упроч-
нения (нагрев до 900° С и охлаждение в воде). Термиче-
скому упрочнению подвергали образцы диаметром 6,
20, 30 и 40 мм. Из таблицы видно, что размер образцов
почти не влияет на механические свойства нормализован-
ной стали. У образцов, прошедших термическое упрочне-
Таблица 12
Механические свойства образцов из стали 10
от заготовок разного диаметра
после нормализации и термического упрочнения
Режим термической обработки Диаметр за- готовки, мм Механические свойства
НВ %. 2* кгс/мм2 <%• кгс/мм2 «, % Ф. % а кгс-м/см2
6 28,7 42,2 37,9 75,0
Нормализация, 20 116 29,0 39,6 35,7 73,0 21,2
900° С 30 126 23,9 40,9 35,9 73,0 20,0
40 116 23,5 40,0 34,7 73,0 19,6
6 196 42,2 59,8 11,1 57,5
Термическое упроч- 20 179 40,2 51,3 26,7 75,7 23,5
нение, 900° С 30 156 31,0 49,3 29,6 75,0 24,0
40 143 26,6 44,7 30,4 74,3 21,0
103
Расстояние от поверхности
Рис. 56. Распределение внутрен-
них напряжений в стали СтЗ
после цементации, закалки и
отпуска при разных температу-
рах
ние, с увеличением раз-
мера прочностные харак-
теристики снижаются, а
пластические свойства и
ударная вязкость или по-
вышаются или остаются
неизменными.
Термическое упрочне-
ние сердцевины цементо-
ванных деталей при уско-
ренном охлаждении от тем-
пературы аустенизации
является лишь одним из факторов, влияющих на
прочность цементованных деталей. Значительное влия-
ние на прочность цементованной стали оказывает
структура и свойства цементованного слоя и вели-
чина и знак возникающих в нем внутренних напря-
жений.
На рис. 56 показаны кривые распределения внутрен-
них напряжений в поверхностной зоне в стали СтЗ после
цементации при 930° С на глубину 1,5 мм, закалки и от-
пуска при разных температурах. После цементации и за-
калки в поверхностной зоне возникают значительные
сжимающие напряжения. При отпуске они уменьшаются,
и чем выше температура отпуска, тем они меньше. Отпуск
при 400° С приводит к появлению на поверхности растя-
гивающих напряжений. Если исходить из того, что проч-
ность цементованной стали тем выше, чем больше в ее
поверхностной зоне сжимающие напряжения, то можно
было бы сделать вывод, что прочность стали, прошедшей
закалку и отпуск или отпуск при наиболее низкой темпе-
ратуре, должна быть самой высокой. Однако это не так.
О. К. Котов показал, что в цементованных и нитроцемен-
тованных углеродистых сталях повышение температуры
отпуска (после закалки) в пределах 100—400° С, несмотря
на снижение твердости, повышает механические свойства
[42]. В стали Ст5 предел прочности при растяжении
при отпуске 400° С увеличился на 22% по сравнению
с отпуском при 100° С.
104
Максимальное значение износостойкости цементован-
ных сталей СтЗ и Ст5 по Шкоду—Савину было после от-
пуска при 300° С. Износостойкость, определенная на
машине Амслера с 10%-ным проскальзыванием, с повыше-
нием температуры отпуска до 400° С понижается, но очень
незначительно. В работах [25, 15, 10] также было уста-
новлено, что износостойкость повышается при повыше-
нии температуры низкого отпуска. По данным Г. М. За-
моруева наибольшая износостойкость закаленной и отпу-
щенной цементованной стали 20 и СтЗ получена при по-
вышении температуры отпуска до 290° С [29]. Аналогич-
ное повышение износостойкости при испытании на уста-
новке Шкода—Савина при низком отпуске получил
IO. М. Богатырев в сталях 40 и 40Х, закаленных токами
высокой частоты [10]. В работе Я- Е. Гольдштейна было
показано, что износостойкость закаленного чугуна и стали
не уменьшается при отпуске до 400° С и только при более
высокой температуре отпуска снижается [15].
Результаты исследований автора данной книги зави-
симости механических свойств от температуры отпуска
цементованной и закалённой стали СтЗ приведены на
рис. 57. Цементацию производили при 930° С на глубину
1,5 мм, закалку —с повторного нагрева от 800° С. Как
видно из рис. 57, при повышении температуры отпуска
твердость цементованной поверхности уменьшается от
HRC 63 после закалки до HRC 46,5 после отпуска при
400° С; предел прочности при изгибе (образцы диаметром
Рис. 57. Механические свойства цементованной и закален-
ной стали СтЗ в зависимости от температуры отпуска
105
Рис. 58. Влияние температуры отпуска цементованной
и закаленной стали СтЗ на степень износа по Шкода—
Савину
12x100 мм) увеличивается и при температуре 320° С
имеет максимальное значение. После отпуска при 400° С
прочность при изгибе сохраняется высокой, она значи-
тельно превышает прочность образцов после отпуска
при 140—200° С. Сопротивление удару (образцы 12х12х
ХбО мм без надреза) при отпуске до 260° С почти не изме-
няется, а при дальнейшем повышении температуры от-
пуска быстро увеличивается. Предел выносливости (кон-
сольные образцы диаметром 10 мм) с повышением темпе-
ратуры отпуска снижается — после закалки и отпуска
при 140° С он равен 58,6 кгс/мм2, при отпуске при 200° С
снижается до 54 кгс/мм^, а при дальнейшем повышении
температуры отпуска до 400° С снижается всего до
51,4 кгс/мм2.
На рис. 58 приведены результаты испытания цементо-
ванной стали СтЗ на износ на установке Шкода—Савина.
Наибольшая износостойкость получена после отпуска
при 260—400° С. На образцах без отпуска и после отпуска
до 200° С износостойкость получается более низкой.
Повышение прочности и сопротивления износу при
низком отпуске многие исследователи связывают с влия-
нием отпуска на сопротивление отрыву. Так, в работах
[11, 47, 591 было показано, что сопротивление отрыву
зависит от содержания углерода в мартенсите. При повы-
шении температуры отпуска сопротивление отрыву уве-
личивается, достигает максимального значения при 300° С
[471 или при 300—400° С [111, а затем уменьшается.
Увеличение сопротивления отрыву объясняется уменыпе-
106
нием содержания углерода в мартенсите при отпуске
а снижение сопротивления отрыву при более высоки:
температурах отпуска объясняется структурными изм
нениями, протекающими в стали после распада мартен
сита.
Таким образом, увеличение разрушающих нагрузо
при растяжении, изгибе и кручении, а также износосто"
кости закаленной стали при низком отпуске объясняете
увеличением сопротивления отрыву при уменьшении кон
центрации углерода в мартенсите.
Повышение износостойкости при . увеличении темпе
ратуры отпуска до 300—400° С некоторые исследовател
связывают с образованием мелкодисперсных карбидо
в результате распада мартенсита [37, 42]. При боле
высокой температуре отпуска карбиды укрупняютс
что ведет к снижению износостойкости.
Термическая обработка легированных сталей. Режи
термической обработки легированных сталей определяете
в первую очередь их химическим составом. Стали, н
склонные к росту зерна, закаливаются непосредственн
от температуры цементации, чаще с’ подстуживание:
(см. схему 2, рис. 55). К таким сталям относятся 18ХП
25ХГТ, 25ХГТМ, 18ХГТЦ и др. После цементации ил
нитроцементации и непосредственной закалки эти ста
имеют мелкозернистое строение и высокие механически
свойства. Широкое применение они получили в автомс
бильной промышленности. Режимы химико-термическо
и термической обработки этих сталей описаны в литер;
туре [5, 36].
Для высоколегированных сталей, применяемых дл
тяжелонагруженных деталей (20Х2Н4А, 18Х2Н4МАи др.
требуется более сложный процесс термической обработки
Такие стали нельзя подвергать непосредственной закалк
от температуры цементации, так как при цементаци
они перегреваются и в структуре цементованного ело
сохраняется значительное количество остаточного ауст;
нита. Даже после закалки с повторного нагрева эти стал
содержат много остаточного аустенита. При медленно
охлаждении после цементации в структуре цементованног
слоя выделяется карбидная сетка. Для уменьшения колр
чества остаточного аустенита и разрушения карбидно
сетки, отрицательно влияющих на свойства стали, в те;
нологический процесс их термической обработки вклк
чают такие операции, как высокий отпуск после цемент;
ции, нормализацию, обработку холодом. Некоторые иссле-
дователи считают, что подстуживание при непосредствен-
ной закалке также способствует уменьшению количества
остаточного аустенита в цементованном слое.
Остаточный аустенит в структуре цементованного
слоя понижает твердость, износостойкость и прочность
/Деталей. Отрицательное влияние остаточного аустенита
/на механические свойства стали с мартенситной структу-
рой обнаруживается только при содержании его 10—15%
и больше [57 ]. В стали с малой глубиной слоя (0,5—0,6 мм)
количество остаточного аустенита не имеет такого значе-
ния, как при большой глубине слоя [61. Одни исследо-
ватели считают, что остаточный аустенит понижает эксплу-
атационные качества деталей и способствует появлению
питтингов, а другие наоборот, указывают на благоприят-
ное действие остаточного аустенита на предел выносли-
вости.
Разноречивые мнения о влиянии остаточного аустенита
можно объяснить тем, что, находясь в структуре, он
по-разному может влиять на свойства цементованной
стали (в зависимости от его количества, состава и распо-
ложения). В сталях типа 20Х2Н4А и 18Х2Н4МА в цемен-
тованном слое в зависимости от режима цементации и по-
следующей термической обработки аустенит может при-
сутствовать в значительном количестве при неравномер-
ном расположении по глубине слоя. Это приводит к ухуд-
шению свойств цементованных деталей. Поэтому для
этих сталей и применяют сложные режимы термической
обработки.
Рассмотрим влияние отдельных операций технологи-
ческого процесса термической обработки на уменьшение
количества остаточного аустенита, свойства цементован-
ных сталей и целесообразность их применения для стали
тех или иных марок.
Подстуживание при непосредственной закалке. Подсту-
живание при непосредственной закалке с цементацион-
ного нагрева производится обычно до 800—850° С, а иногда
, до более низких температур, в зависимости от марки стали.
Нижний температурный предел подстуживания ограни-
чивается выделением феррита в сердцевине, снижающим
ее твердость и прочность. Цель подстуживания — умень-
шение деформации. В работах [49, 631 указывается, что
благодаря подстуживанию уменьшается количество оста-
точного аустенита и увеличивается твердость (по сравне-
нию с количеством аустенита и твердостью при непосред-
ственной закалке без подстуживания). В работе [22]
влияние подстуживания на уменьшение количества, оста-
точного аустенита отрицается. Противоречивые данные
по этому вопросу могут быть объяснены неодинаковым
составом аустенита и неодинаковыми условиями проведе-
ния опытов.
Как известно, устойчивость переохлажденного аусте-
нита определяется его составом, величиной зерна и напря-
жениями, возникающими при закалке. Так как при за-
калке с подстуживанием по сравнению с непосредствен-
ной закалкой без подстуживания напряжения получаются
более низкими, то на уменьшение количества остаточного
аустенита они оказать влияния не могут. Величина зерен
аустенита при подстуживании не изменяется, а следова-
тельно, на количество остаточного аустенита она также не
влияет. Остается один фактор — состав аустенита. Если
при подстуживании деталей от температуры цементации
до температуры, при которой начинается быстрое их охла-
ждение (закалка), состав аустенита не изменяется, то
количество остаточного аустенита не уменьшится.
Для определения влияния подстуживания на коли-
чество остаточного аустенита образцы из сталей 20ХГНР
и 20Х2Н4А размером 104-104-70 мм подвергали газовой
цементации при 930° С на глубину 1,6—1,7 мм, а затем
охлаждали с подстуживанием до разных температур.
На каждый вариант обрабатывали по три образца. Пер-
вые три образца каждой стали охлаждали от 930° С
в масле без подстуживания, а остальные образцы погру-
жали в соляную ванну при 930° С и охлаждали вместе
с ванной до 900, 870, 840, 800, 760 и 720° С.
При каждой из указанных температур соляной ванны
делали выдержку в течение 3 мин. После выдержки образ-
цы охлаждали в масле. Общая продолжительность под-
стуживания до 720° С составляла 1 ч. В обработанных
таким образом образцах определяли количество остаточ-
ного аустенита. Определяли также ударную вязкость,
твердость образцов, параметр кристаллической решетки
аустенита и исследовали микроструктуру. Полученные
результаты для сталей обеих марок приведены на рис. 59.
Количество остаточного аустенита определяли на маг-
нитометре системы Д. С. Штейнберга. При микроиссле-
довании установлено, что остаточный аустенит залегал
в цементованном слое неравномерно — максимальное его
109
108
Аустенит
Рис. 59. Влияние температуры пбдстуживания цементованных сталей
20ХГНР и 20Х2Н4А на количество остаточного аустенита, параметр
решетки аустенита (а), твердость и ударную вязкость
количество располагалось в стали 20ХГНР на глубине
0,1—0,3 мм, а в стали 20Х2Н4А на глубине 0,2—0,4 мм.
Количество аустенита в этой зоне в стали 20Х2Н4А
достигало 100%. На глубине до 0,1 мм в стали 20ХГНР
и до 0,2 мм в стали 20Х2Н4А залегали глобулярные кар-
биды, образовавшиеся во время цементации.
Как видно из приведенных на рис. 59 кривых, в стали
20ХГНР при подстуживании до 840° С количество оста-
точного аустенита не изменяется, а при подстуживании до
более низких температур оно уменьшается. В микрострук-
туре образцов, подстуженных до 840—800° С, в отдельных
местах заметно начало выделения карбидов по границам
зерен, а при подстуживании до 760—720° С в микрострук-
туре цементованного слоя появилась хорошо заметная
карбидная сетка. Появление карбидов в микроструктуре
свидетельствует о выделении углерода из аустенита при
подстуживании, что ведет к уменьшению параметра его
кристаллической решетки. На глубине 0,2 мм (в зоне
максимального количества аустенита) при подстуживании
до 870° С параметр решетки аустенита (а) не изменялся,
при подстуживании до 840° С он начал уменьшаться и са-
мое низкое его значение соответствует подстуживанию
по
до 760—720° С (рис. 59), т. е. тем температурам, при кото-
рых образовалась карбидная сетка по границам зерен.
Уменьшение параметра кристаллической решетки при
подстуживании до 720° С в стали 20ХГНР соответствует
приблизительно уменьшению содержания углерода в аусте-
ните на 0,15%.
На глубине 0,4 мм от поверхности (сталь 20ХГНР), '
т. е. в зоне, где количество остаточного аустенита меньше
и где содержание углерода в слое более низкое, параметр
кристаллической решетки аустенита меньше. При под-
стуживании до 800° С он не изменяется и уменьшается
только при подстуживании до 760—720° С. Величина
уменьшения параметра соответствует снижению содер-
жания углерода в аустените на 0,072%.
Уменьшение количества остаточного аустенита при
подстуживании вызывает небольшое повышение твердости \
и снижение ударной вязкости цементованных образцов
без надреза.
Аналогичные результаты, но при более высоком содер-
жании остаточного аустенита, получены в стали 20Х2Н4А.
В этой стали небольшое уменьшение количества остаточ-
ного аустенита наблюдается при подстуживании до 870° С
и более заметное уменьшение при подстуживании до
800—720° С.
Параметр кристаллической решетки аустенита на глу-
бине до 0,4 мм не изменяется при подстуживании до 800° С
и уменьшается при подстуживании до 760—720° С. Это
уменьшение параметра соответствует снижению содер-
жания углерода в аустените на 0,078%. На глубине 0,2 мм
от поверхности (у границы с зоной, содержащей карбиды)
параметр кристаллической решетки аустенита уменьшился
при подстуживании до 870° С, затем он не изменялся,
а при подстуживании до температуры ниже 800° С снова
немного уменьшился. Уменьшение параметра решетки
аустенита на этой глубине при подстуживании до 870° С
связано с более высокой концентрацией углерода в аусте-
ните в этой зоне и близким расположением к ней
карбидов, способствовавших выделению углерода из аус-
тенита.
При исследовании микроструктуры этой стали начало
выделения карбидов в отдельных местах в виде глобулей
и разорванной сетки обнаружено при подстуживании
до 800° С. При подстуживании до 760° С карбидов больше
и при подстуживании до 720° С в микроструктуре появ-
111
ляется хорошо заметная разорванная карбидная сетка
по границам зерен. При подстуживании повышается
твердость цементованного слоя на поверхности на глу-
бине 0,05 мм. На глубине 0,2 мм (в начале зоны с макси-
мальным количеством аустенита) твердость почти не
изменяется при подстуживании до 800° С и немного повы-
шается при подстуживании до 760—720° С. Ударная
вязкость с понижением температуры подстуживания по-
степенно понижается.
Таким образом, подстуживание перед закалкой стали
с цементационного нагрева приводит к уменьшению
количества остаточного аустенита только в том случае,
когда изменяется состав аустенита, т. е. когда выделяются
из аустенита карбиды. Появление в микроструктуре
небольшого количества карбидов, заметных в виде от-
дельных точечных выделений или обрывков сетки, к зна-
чительному уменьшению количества остаточного аусте-
нита не приводит.
При подстуживании до более низких температур
карбиды выделяются в виде разорванной или сплошной
сетки по границам зерен. В этом случае количество оста-
точного аустенита уменьшается в большей степени. Однако
подстуживание, которое сопровождается появлением
в структуре карбидной сетки, ухудшает качество цемен-
тованного слоя — делает его более хрупким. Подстужи-
вание же до более высоких температур, не вызывающих
появления в структуре карбидной сетки, мало влияет
на количество остаточного аустенита.
В рассмотренных примерах при подстуживании до
800° С количество остаточного аустенита в сталях 20ХГНР
и 20Х2Н4А уменьшилось соответственно от 38 до 34%
и от 54 до 47%. Столь небольшое уменьшение количества
остаточного аустенита вряд ли может оказать заметное
влияние на свойства цементованной стали. Замедление
охлаждения и увеличение продолжительности подстужи-
вания способствует уменьшению количества остаточного
аустенита, но при этом увеличивается количество карби-
дов, выделившихся по границам зерен.
Таким образом, подстуживание не дает большого
эффекта в уменьшении количества остаточного аустенита
в цементован пом слое сталей типа 20ХГНР и 20Х2Н4А1.
Положительная роль этой операции состоит лишь в умень-
. шении степени деформации при закалке деталей с цемен-
\i тационного нагрева.
112
Рис. 60. Микроструктура слоя стали 18Х2Н4МА:
а — после цементации; б — после цементации и закалки; в — после цемен-
тации, высокого отпуска н закалки
Высокий отпуск после цементации. Высокий отпуск
после цементации применяется для уменьшения коли-
чества остаточного аустенита в структуре окончательно
термически обработанных легированных сталей. Впервые
этот метод был предложен А. Н. Жиронкиным. Как
видно из рис. 60, в цементованном слое стали 18Х2Н4МА
после цементации и медленного охлаждения деталей
в ящиках в микроструктуре сохраняется значительное
количество остаточного аустенита (рис. 60, а). Если после
цементации детали подвергнуть закалке с повторного
нагрева, то и в этом случае в микроструктуре цементо-
ванного слоя сохранится много остаточного аустенита
(рис. 60, б). Если же после цементации произвести высо-
кий отпуск при 620—640° С, а затем закалку, то остаточ-
ного аустенита в структуре не будет или будет немного
(рис. 60, в).
Механизм влияния высокого отпуска на количество
остаточного аустенита после закалки состоит в следующем.
Остаточный аустенит, сохраняющийся в структуре после
цементации, обладает большой устойчивостью и при
нагреве для закалки разложиться не успевает, а поэтому
в местах его залегания не обеспечивается перекристал-
лизация стали, т. е. сохраняется перегретая структура,
получившаяся в процессе цементации.
При высоком отпуске остаточный аустенит распадается,
из твердого раствора выделяются карбиды, в процессе
8 В. С. Сагарадзе 113
выдержки при отпуске происходит коагуляция карбидов
и перераспределение легирующих элементов между твер-
дым раствором и карбидами — в стали 20Х2Н4А хром
переходит из твердого раствора в карбиды. При нагреве
для закалки такие карбиды растворяются труднее, ча-
стично сохраняются нерастворенными, аустенит полу-
чается менее легированным, а мартенситная точка будет
соответствовать более высокой температуре. Благодаря
этому мартенситное превращение произойдет более полно
и в структуре сохранится значительно меньше остаточного
аустенита.
На рис. 61 показано содержание хрома в карбидах
на различном расстоянии от поверхности при разной
продолжительности отпуска при 600° С. На рис. 61, а
видно, что с увеличением расстояния от поверхности
в отпущенных образцах содержание хрома в карбидах
увеличивается, а в неотпущенных — сначала несколько
увеличивается, а затем уменьшается. Непосредственно
у поверхности, где карбиды образуются при цементаций,
отпуск не влияет на состав карбидов (рис. 61, б). В зо-
нах же, удаленных от поверхности, где карбиды выделя-
лись лишь в процессе охлаждения после цементации, их
Рис. 61 > Содержание хрома в карбидах:
а — на различном расстоянии от цементованной поверхности при
разной продолжительности отпуска; б — при разной продолжитель-
ности отпуска на поверхности и на глубине 0,5—0,6 мм. Охлажде-
ние: 1 — в масле; 2 — на воздухе; 3 — с ящиком
114
Рис. 62. Содержание
хрома в твердом рас-
творе закаленных об-
разцов из стали
20Х2Н4А:
1 — без высокого отпуска
после цементации; 2 —
отпуск после цементации
при 640° С
количество было небольшим, а содержание-хрома низким.
Это способствовало переходу хрома в процессе высокого
отпуска из твердого раствора в карбиды. Данные, пред-
ставленные на рис. 61, а, относятся к образцам, которые
после цементации охлаждались на воздухе. Однако замед-
ление или ускорение охлаждения от температуры цемен-
тации существенного влияния на состав карбидов после
отпуска не оказывает (рис. 61, б).
Продолжительность отпуска влияет на состав карбид-
ной фазы лишь в начальный период выдержки. Особенно
резкое увеличение содержания хрома в карбидах наблю-
дается при отпуске в течение 1 ч. Для перевода хрома
из твердого раствора в карбиды достаточен высокий отпуск ’
продолжительностью 1—3 ч.
Влияние высокого отпуска после цементации на со-
держание хрома в твердом растворе после закалки пока-
зано на рис. 62. Кривая 1 характеризует содержание
хрома в мартенсите и остаточном аустените цементованных
образцов после закалки и низкого отпуска. Кривая 2
относится к образцам, которые перед закалкой подвер-
гались высокому отпуску. Сравнение этих кривых пока-
зывает, что благодаря высокому отпуску перед закалкой
содержание хрома в твердом растворе на глубине 0,25—
0,85 мм уменьшается на 0,23—0,10%. В поверхностной \
зоне содержание хрома одинаковое, так как высокий
отпуск в этой части цементованного слоя на состав кар-
бидов не влияет.
Менее полное растворение карбидов при нагреве под
закалку, достигаемое в результате предварительного высо-
кого отпуска, уменьшает не только содержание хрома
в аустените, но и содержание углерода. При этом происхо-
дит повышение мартенситной точки и уменьшение коли-1
чества остаточного аустенита. /
8
115
i Таким образом, роль высокого отпуска в уменьшении
। количества остаточного аустенита состоит не только в раз-
V ложении остаточного аустенита, но и в коагуляции кар-
бидов и в обогащении их хромом. Если бы нужно было
только разложитьТостаточный аустенит, то для этого
можно было бы применить отпуск при температуре 300—
350° С, обеспечивающий достаточно полное разложение
аустенита (рис. 63), или обработку холодом перед закал-
кой. Однако ни отпуск при столь низкой температуре, ни
\/ обработка холодом не окажут влияния на величину и
состав карбидов и не дадут требуемого эффекта в умень-
шении количества остаточного аустенита при последующей
закалке.
Высокий отпуск, улучшая структуру, создает и более
благоприятное распределение внутренних напряжений
в цементованном слое. На рис. 64 представлены кривые
распределения напряжений по глубине слоя в пластинах
из стали 20Х2Н4А, прошедших цементацию при 930° С
на глубину 1,6—1,7 мм и термическую обработку после-
дующим режимам:
1) закалка с цементационного нагрева + отпуск при
150° С (кривая /);
2) после цементации охлаждение на воздухе + закалка
от 800° С в масле + отпуск при 150° С (кривая 2);
3) после цементации охлаждение на воздухе + высо-
кий отпуск 4- закалка от 800°С + отпуск при 150° С
кривая 5).
Рис. 63. Разложение остаточного аустенита в цемен-
тованном слое стали 20Х2Н4А в процессе отпуска
при разных температурах
116
Рис. 64. Распределение напря-
жений по глубине цементован-
ного слоя в стали 20Х2Н4А
Наибольшие сжимаю-
щие напряжения получены
после обработки с приме-
нением высокого отпуска
(кривая 3). При обработке
без высокого отпуска сжи-
мающие напряжения нес-
колько меньше (кривая 2).
При непосредственной за-
калке от температуры
цементации в зоне,
на 0,1—0,3 мм от
расположенной
поверхности (где залегает большое количество остаточного
аустенита), сжимающие напряжения резко уменьшаются.
С улучшением микроструктуры и более благоприятным
распределением сжимающих внутренних напряжений, до-
стигаемым применением высокого отпуска, повышаются
и механические свойства. В табл. 13 приведены механи-
ческие свойства цементованной стали 20Х2Н4А после
различных режимов термической обработки. Сравнение
режимов 1 и 2 показывает, что предварительный высокий
отпуск повышает механические свойства цементованной
стали. Обработка холодом
после цементации перед за-
калкой (сравните режимы 1
и 4) на свойства стали
20Х2Н4А влияние не оказала.
Высокий отпуск немного
повышает и износостойкость
цементованной стали (см.
рис. 66).
Обработка холодом цемен-
тованных деталей после за-
калки. Эффективным спосо-
бом уменьшения количества
Рис. 65. Дилатометрические кривые
закаленных цементованных образ-
цов из стали 20Х2Н4А:
а — без обработки холодом; б — после
обработки холодом
117
Таблица 13
Влияние термической обработки на ударную вязкость
и сопротивление изгибу цементованных образцов
Режим термической
обработки после цементации
Сталь 20Х2Н4А
Сталь 18Х2Н4МА
°нзг’
кгс/мм2
°изг’
кгс/мм2
Размер образцов, мм
0,65 193 172 0,88 283 197
0,95 232 185 1,40 315 213
1,22 251 235 1,43 330 288
0,65 188 175 0,90 272 207
0,50 268 275 0,60 330 267
Закалка при 800° С +
+ отпуск при 140° С
Высокий отпуск + за-
калка при 800° С + от-
пуск при 140° С • • •
Нормализация при
890° С + высокий от-
пуск + закалка при
800° С + отпуск при
140° С .............
Обработка холодом +
+ закалка при
800° С + отпуск при
140° С .............
Нормализация при
890° С + высокий от-
пуск + закалка при
800° С + обработка хо-
лодом + отпуск при
140° С .............
4
5
Примечание. Цементацию проводили при 900° С на глу'
бнну 1,6—1,7 мм.
остаточного аустенита в закаленном цементованном слое
является обработка холодом. Дилатометрические иссле-
дования цементованных образцов из стали 20Х2Н4А
показывают, что закаленные образцы, даже при проведе-
нии высокого отпуска-перед закалкой, имеют в структуре
остаточный аустенит. На дилатометрической кривой при-
сутствие его обнаруживается по резкому подъему и нали-
чию максимума при нагреве в области температур 300—
350° С (рис. 65, а).
На дилатометрических кривых образцов, обработанных
холрдом, подъема и максимума нет (рис. 65, б). Это сви-
детельствует об отсутствии в структуре остаточного аусте-
нита. Однако при большом количестве аустенита, например
после закалки деталей из стали 20Х2Н4А от температуры
цементации, аустенит сохраняется в значительном коли-
честве и после обработки холодом. Следует отметить,
что твердость таких деталей, несмотра на значительное
количество остаточного аустенита в структуре, получается
высокой.
По вопросу влияния обработки холодом на свойства
стали данные исследователей противоречивы. Однако все
указывают на то, что обработка холодом сталей, содер-
жащих остаточный аустенит, повышает твердость. Но
при термической обработке стремятся получить не только
повышение твердости деталей, но и улучшение других
характеристик механических свойств — предела проч-
ности, ударной вязкости, пластических свойств, износо-
стойкости, предела выносливости, сопротивления контакт-
ной усталости. По вопросу влияния обработки холодом
на эти показатели единого мнения нет.
В. Г. Воробьев приводит данные о том, что при обра-
ботке холодом крестовин карданного механизма из стали
18Х2Н4ВА (18Х2Н4МА) после цементации и термической
обработки повышается твердость от HRC 45—52 до 60—
62, а продолжительность службы (по износу) в 3—4
раза [14]. В этой же работе автор утверждает, что при
обработке холодом должен повышаться предел вынос-
ливости, так как при этом благодаря превращению ау-
стенита в мартенсит увеличиваются сжимающие напря-
жения в цементованном слое.
В книге В. Г. Воробьева [14] приводятся результаты
исследования В. С. Егорова, который на основании своих
опытов приходит к выводу, что обработка холодом не
вызывает повышения хрупкости цементованного слоя и
не снижает прочностных свойств деталей. Д. А. Свешни-
ков также утверждает, что в цементованной и закаленной
стали 20ХНМ (20ХН2М) обработка холодом повышает пре-
дел выносливости [82]. Эту закономерность он связывает
с изменениями в распределении остаточных напряжений
в цементованном слое. В работе В. Т. Чирикова иссле-
довалось влияние обработки холодом на свойства цемен-
тованной и термически обработанной стали 18ХНМА [63].
Было показано, что обработка холодом повышает твердость
118
119
цементованного слоя и мало влияет на сопротивление
изгибу и ударную вязкость.
Многие другие исследователи рекомендуют обработку
холодом, исходя из того, что она повышает твердость и
износостойкость, не принимая во внимание влияния этой
операции на другие свойства цементованной стали.
Между тем есть много исследователей, которые счи-
тают, что обработка холодом отрицательно влияет на
прочностные свойства, ударную вязкость и другие пока-
затели механических свойств. Например, в работе В. Д. Са-
довского и других производилось испытание цементо-
ванных сталей и сталей, имитирующих цементованный
слой, методом ударного скручивания [77]. Было уста-
новлено, что обработка холодом образцов, закаленных
с повышенных температур, очень сильно снижает удар-
ную вязкость. Резкое снижение ударной вязкости наблю-
далось не только при применении обработки холодом как
окончательной операции, но и при обработке холодом
как предварительной операции, после которой произво-
дился высокий отпуск и нормальная закалка. Необра-
тимое ухудшение свойств стали при обработке холодом
по предположению авторов работы [77] может быть свя-
зано с образованием микротрещин.
На увеличение хрупкости цементованного слоя при
обработке холодом указывает М. А. Балтер [6]. Увели-
чение хрупкости, по мнению М. А. Балтер, происходит
не вследствие уменьшения количества аустенита, а из-за
хрупкости образовавшегося при низкой температуре мар-
тенсита. Обработка холодом, значительно повышая твер-
дость, не приводит к повышению контактно-усталост-
ной прочности, а сопротивление износу хотя и увеличи-
вается, но в меньшей степени, чем при обработке с высоким
отпуском. Обработку холодом после закалки с цемента-
ционного нагрева М. А. Балтер считает вредной, так
как при этом увеличивается хрупкость и снижается
усталостная прочность. Полезной обработка холодом
может быть лишь для деталей с малой глубиной
слоя, при небольшой концентрации углерода в слое
или при применении высокого отпуска после цемента-
ции 16].
Согласно исследованиям автора данной книги (табл. 13,
сравните режимы 3 и 5), обработка холодом резко снижает
\Уударную вязкость. Сопротивление изгибу стали 20Х2Н4А
при обработке холодом увеличивается, а стали
120
Рис. 66. Влияние режима
термической обработки на
твердость и износостой-
кость цементованной ста-
ли 20Х2Н4А:
1 — охлаждение после цемен-
тации с ящиком и закалка
с повторного нагрева; 2 —
после цементации высокий
отпуск и закалка; 3 — за-
калка от температуры це-
ментации в масле + закалка
от 800° С; 4 — после цемен-
тации высокий отпуск +
закалка + обработка холо-
дом; 5 — закалка с цемен-
тационного нагрева; 6 —
закалка с цементационного
нагрева + обработка холо-
дом. Все образцы подверга-
лись отпуску при 140° С
18Х2Н4МА — не изменяется или немного уменьшается.
Влияние обработки холодом на износостойкость по
Шкоду—Савину цементованной стали можно видеть на
рис. 66. Образцы для испытания на износ проходили
цементацию при 900—920° С на глубину 1,9—2,0 мм и
термическую обработку по разным режимам. Наиболее
высокой износостойкостью при всех режимах термической
обработки обладают поверхностные слои глубиной до 0,2—
0,3 мм. Характерным для этой зоны является наличие
в ней большого количества глобулярных карбидов, зале-
гающих в мартенсите, и отсутствие остаточного аустенита
(остаточный аустенит появляется лишь после закалки от
высоких температур). Скорость охлаждения от темпера-
туры цементации, высокий отпуск перед закалкой и
обработка холодом не влияют на износостойкость этой
зоны.
За наружной мартенсито-карбидной зоной на глубине
0,3—0,7 мм залегает зона, богатая остаточным аустенитом.
Обработка холодом влияет на износостойкость и твердость
этой зоны. Сравнение режимов 2 и 4, а также режимов 5
и 6 показывает, что обработка холодом (режимы 4 и 6)
уменьшает степень износа. При обработке холодом образ-
цов, прошедших нормальный режим термической обра-
ботки (высокий отпуск и закалку от 800° С), износостой-
кость повышается мало, но она приобретает максималь-
ное значение (кривые 2 и 4 на рис. 66). При обработке
121
холодом образцов с большим количеством оСтаточиогО
аустенита, например закаленных из ящика от темпера-
туры цементации, износостойкость повышается более
резко (рис. 66, кривые 5 и 6), но остается на низком
уровне и не превышает износостойкости образцов, зака-
ленных от 800° С и не подвергавшихся обработке холо-
дом.
При обработке холодом твердость изменяется более
резко, чем износостойкость. Поэтому не всегда можно
судить об износостойкости по величине твердости. На-
пример, образцы, закаленные из ящика, после обработки
холодом имели твердость HRC 62—64. Однако степень
износа этих образцов была больше, чем степень износа
образцов, обработанных по нормальному режиму, имев-
ших твердость HRC 59—62 (сравните кривую 6 с кри-
выми 1 и 2 на рис. 66).
Таким образом, наличие в структуре остаточного
аустенита вызывает уменьшение износостойкости цемен-
тованного слоя. При большом количестве остаточного
аустенита обработка холодом, резко повышая твердость,
не обеспечивает достаточно высокой износостойкости.
При этом сильно повышается хрупкость стали, поэтому
нельзя рекомендовать такой режим термической обработки
для деталей ответственного назначения, подвергающихся
цементации. Обработку холодом можно применять для
деталей с небольшим количеством остаточного аустенита
с целью повышения износостойкости. Хрупкость цемен-
тованного слоя повышается и в этом случае,- но не столь
значительно, как при обработке деталей, закаленных от
температуры цементации. Для деталей из стали 20Х2Н4А
при применении высокого отпуска перед закалкой доста-
точная износостойкость обеспечивается и без обработки
холодом.
Свойства высокоуглеродистых сталей в зависимости
от режима термической обработки. Для изучения свойств
цементованного слоя исследовали высокоуглеродистые
легированные стали с различным содержанием углерода,
имитирующие цементованный слой. Химический состав
исследованных сталей приведен в табл. 14. Термическую
обработку образцов для механических испытаний прово-
дили по следующим режимам:
1) нормализация при 900° С + закалка + отпуск при
150° С;
122
Таблица 14
Химический состав сталей (%),
имитирующих цементованный слой
Стали С Мп Si Сг Ni W
50Х2Н4 0,51 0,47 0,55 1,46 3,58
80Х2Н4 0,78 0,54 0,20 1,28 3,36 —
125Х2Н4 .... 1,27 0,60 0,24 1,22 3,29 —
50ХНЗ 0,48 0,48 0,57 0,71 3,12 —
80ХНЗ 0,82 0,39 0,18 0,79 3,17 —
125ХН2 1,28 0,60 0,45 0,79 1,94 —
125ХН 1,23 0,53 0,19 0,67 1,58 —
80X3 0,82 0,39 0,46 2,71 — —
80X2 0,80 0,42 0,31 1,81 —
125X2 1,30 0,42 0,42 2,24 — —
8ОН5 0,79 0,39 0,20 — 4,65 —
80НЗ 0,79 0,48 0,50 — 2,84 —
80Н2 0,82 0,44 0,42 — 1,72 —
125Н2 1,21 0,36 0,42 — 1,92 —
50Х2Н4В .... 0,49 0,40 0,50 1,56 4,06 0,93
80Х2Н4В .... 0,87 0,41 0,25 1,46 4,14 1,23
125Х2Н4В • • 1,30 0,45 0,30 1,58 4,24 0,82
2) нормализация при 900° С + отпуск при 600° С
(для сталей типа 18Х2Н4МА отпуск двукратный) +
+ закалка + отпуск при 150° С;
3) нормализация при 900° С + отпуск при 600° С +
-Н закалка + обработка холодом в жидком азоте + от-
пуск при 150° С.
Закалку производили при температурах 800, 850, 900
и 950° С. Сопротивление изгибу определяли на образ-
цах 0 8 X 100 мм, ударную вязкость — на образцах
10 X 10 X 55 мм с надрезом Менаже, твердость и изно-
состойкость по Шкода—Савину определяли на половин-
ках ударных образцов.
На рис. 67, а приведены результаты механических
испытаний стали типа Х2Н4. По сопротивлению изгибу
и ударной вязкости наиболее высокие показатели имеет
сталь 50Х2Н4. Стали 80Х2Н4 и 125Х2Н4 при нормальной
температуре закалки отличаются более высокой твер-
достью и износостойкостью. При повышении температуры
закалки механические свойства стали 50Х2Н4 не сни-
123
жаются, а у сталей 80Х2Н4 и 125Х2Н4 уменьшается
сопротивление изгибу, твердость (при обработке по ре-
жимам 1 и 2) и износостойкость. Объясняется это увели-
чением количества остаточного аустенита.
Рис. 67. Механические свойства различ
1 — закалка и отпуск при 150° С; 2 — высокий отпуск, закалка н отпуск при
а — стали 50Х2Н4; 80Х2Н4 и 125Х2Н4; б — стали 50ХНЗ, 80ХНЗ, 125ХН2
124
Хорошо заметен эффект высокого отпуска перед закал-
кой и обработки холодом после закалки. В сталях
80Х2Н4 и 125Х2Н4 благодаря высокому отпуску при всех
температурах закалки увеличивается износостойкость,
ных сталей после обработки по режимам:
150° С; 3 — высокий отпуск, закалка, обработка холодом и отпуск при 150° С:
и 125XH; в — стали 80Н5, 80НЗ, 80Н2 н 125Н2; г — стали 80X3, 80X2 и 125X2;
125
BOO 850 900 950
Температура закалки
Рис. 67. Механические свойства различных сталей
после обработки по режимам:
д — стали 50X2H4B, 80X2H4B н 125Х2Н4В
а при более высоких температурах закалки увеличивается
также твердость и сопротивление изгибу. На ударную
вязкость стали 125Х2Н4 высокий отпуск не влияет,
а стали 80Х2Н4 — ударная вязкость немного повышается.
При обработке холодом (режим 3) в еще большей степени
повышается твердость и износостойкость, но снижается
ударная вязкость. В образцах, закаленных от температуры
выше 800° С, обработка холодом снижает также и сопро-
тивление изгибу. В стали 50Х2Н4 высокий отпуск и
обработка холодом не влияют на твердость, износостой-
кость и сопротивление изгибу. Ударная вязкость благо-
даря высокому отпуску немного увеличивается, а после
обработки холодом уменьшается.
В сталях с меньшим содержанием легирующих эле-
ментов, у которых остаточного- аустенита получается
меньше, эффект высокого отпуска уменьшается или
полностью исчезает. На рис. 67, б представлены меха^-
нические свойства в зависимости от режимов термической
обработки сталей 50ХНЗ, 80ХНЗ, 125ХН2 и 125ХН.
Сталь 50ХНЗ имеет высокое сопротивление изгибу и
ударную вязкость, а Стали 80ХНЗ, 125ХН2 и 125ХН
отличаются высокой твердостью и износостойкостью.
При повышении температуры закалки от 850 до 95(АС
твердость,• износостойкость и сопротивление изгибу в стали
50ХНЗ не изменяются, а ударная вязкость вследствие
перегрева понижается.
В сталях 80ХНЗ, 125ХН2 и 125ХН при повышении
температуры закалки износостойкость и твердость не
изменяются или изменяются мало, а сопротивление изгибу
понижается. Немного понижается и ударная вязкость.
Высокий отпуск в этих сталях эффекта не дает. Степень
износа, твердость, сопротивление изгибу и ударная
вязкость получаются одинаковыми при термической обра-
ботке по режимам 1 и 2. Некоторое повышение сопро-
тивления изгибу и ударной вязкости, наблюдаемое
в стали 50ХНЗ при закалке от температуры выше 800° С,
существенного значение не имеет, так как абсолютные
величины этих характеристик для данной стали доста-
точно высокие.
Таким образом, применение высокого отпуска перед
закалкой для цементуемых сталей типа 20ХНЗ и менее
легированных сталей нецелесообразно. При обработке
холодом твердость и износостойкость повышаются у ста-
лей 80ХНЗ, 125ХН2 и остаются постоянными у стали
50ХН13. Сопротивление изгибу понижается у сталей 80ХНЗ
и 125ХН2, а у сталей 50ХНЗ и 125ХН оно не изменяется.
При обработке холодом у всех сталей снижается ударная
вязкость.
На рис. 67, в приведены Механические свойства нике-
левых сталей 80Н5, 80НЗ, 80Н2 и 125Н2. Никелевые
стали для цементуемых деталей не применяют, но они
представляют интерес с точки зрения влияния никеля
на увеличение количества остаточного аустенита и от-
сутствия в них хромосодержащих карбидов и связанного
с этим перераспределения хрома между карбидами и
твердым раствором. Как видно из диаграммы, температура
закалки мало влияет на твердость, износостойкость и
ударную вязкость. Сопротивление изгибу плавно умень-
шается при повышении температуры закалки у стали
125Н2 и резко снижается у стали 80Н5 при закалке
от 950° С. Последнее связано с перегревом стали.
В никелевых сталях, включая высоконикелевую
сталь 80Н5, эффект высокого отпуска отсутствует. Объ-
яснить это можно следующими причинами. Во-первых,
126
127
йикёль снижает критическую точку А 1( а поэтому в стали
типа 80Н5 распад аустенита в процессе отпуска при 600° С
происходит очень медленно. Может оказаться, что в про-
цессе отпуска аустенит образуется вновь. Во-вторых,
при отпуске никелевых сталей не происходит обогащения
карбидов карбидообразующими элементами, как это имеет
место в хромоникелевых сталях, а поэтому при нагреве
для закалки состав аустенита не зависит от того, произво-
дился ли высокий отпуск или нет. В результате этого
температура мартенситного превращения при закалке
не изменяется, а поэтому количество остаточного аустенита
не уменьшается.
В некоторых работах высказывалось мнение, что пони-
женная твердость цементованной поверхности деталей из
сталей 18Х2Н4МА и 20Х2Н4А объясняется не присут-
ствием остаточного аустенита, а уменьшением содержания
хрома в твердом растворе вследствие перехода его в кар-
бидную фазу [77]. Это предположение может быть спра-
ведливым для менее легированных сталей, содержащих
карбидообразующие элементы. Образующиеся в про-
цессе цементации карбиды в поверхностной зоне цемен-
тованного слоя могут связывать значительное количество
карбидообразующих элементов, вследствие чего при за-
калке в поверхностной зоне вместо мартенсита будет
образовываться троостит, твердость при этом понизится.
Применительно же к сталям типа 20Х2Н4А связывание
некоторого количества хрома в карбидах вряд ли приведет
к снижению твердости. Это подтверждается тем, что,
например, в никелевой стали 80Н2, не содержащей хрома
совсем, обеспечивается более высокая твердость на поверх-
ности, чем в хромоникелевой стали 80Х2Н4 (рис. 67, а).
Более низкая твердость в последнем случае объясняется
присутствием в структуре повышенного количества оста-
точного аустенита.
Обработка холодом никелевых сталей (рис. 67, в) по-
вышает твердость и износостойкость и снижает ударную
вязкость и сопротивление изгибу. Последнее особенно
резко выражено у стали 80Н5. В образцах из этой стали,
закаленных при 850—950° С, образовывались трещины.
Объясняется это сохранением в структуре значительного
количества остаточного аустенита, превращение кото-
рого в мартенсит при отрицательных температурах
приводит к появлению больших внутренних напряже-
ний.
128
Механические свойства хромистых сталей 80X3, 80X2
и 125X2 приведены на рис. 67, г. Обработка холодом
повышает их твердость, износостойкость и снижает удар-
ную вязкость. В стали 80X3 при закалке от 950° С и
в стали 80X2 при всех температурах закалки после об-
работки холодом снижается также сопротивление из-
гибу.
Характерным для этих сталей является очень высокая
твердость и износостойкость по сравнению с другими
сталями. Объясняется это не только присутствием в струк-
туре большого количества хромистых карбидов, но и
меньшим количеством остаточного аустенита. Если при
том же содержании хрома добавить в сталь 3—4% Ni,
то это вызовет снижение твердости после закалки. Этим
объясняется трудность получения твердости более HRC 60
в цементованном слое стали 20Х2Н4А и более HRC 58
в стали 18Х2Н4МА.
На рис. 67, д представлены механические свойства
сталей типа 18Х2Н4МА. Как известно, эта сталь не
имеет области перлитного превращения, склонна давать
большое количество остаточного аустенита в цементо-
ванном слое и трудно поддается отпуску. В стали 50Х2Н4В
с повышением температуры закалки почти не изменяется
твердость и износостойкость и увеличивается ударная
вязкость. Сопротивление изгибу заметно повышается
только при закалке от 950° С без обработки холодом.
В сталях 80Х2Н4В и 125Х2Н4В с повышением темпера-
туры закалки снижается твердость, износостойкость и
сопротивление изгибу. Ударная вязкость при обработке
по режимам 1 и 2 немного увеличивается, а при обработке
по режиму 3 — уменьшается. Такое влияние на меха-
нические свойства повышения температуры закалки объ-
ясняется увеличением количества остаточного аусте-
нита.
Во всех трех сталях (рис. 67, д) не обнаружено замет-
ного влияния высокого отпуска на улучшение механи-
ческих свойств. Между тем, в цементованной стали
18Х2Н4МА высокий отпуск перед закалкой способствует
уменьшению количества остаточного аустенита, получе-
нию более однородной структуры и повышению механи-
ческих свойств закаленной стали. Отсутствие эффекта
высокого отпуска в сталях 50Х2Н4В, 80Х2Н4В и
125Х2Н4В может быть объяснено неодинаковыми усло-
виями отпуска однородных по составу образцов из иссле-
9 В. С. Сагарадзе 129
дованных сталей и цементованной стали 18Х2Н4МА
с изменяющимся по глубине слоя содержанием угле-
рода.
Очевидно, на процессы отпуска оказывает влияние
также разная скорость нагрева и охлаждения образцов
и деталей, а также наличие напряжений в цементованном
слое. Возможно, что для образцов из указанных сталей
двукратный отпуск недостаточен.
Обработка холодом стали 50Х2Н4В не влияет на твер-
дость и сопротивление износу, но сильно снижает удар-,
ную вязкость, а после закалки от 850—950° С уменьшает
сопротивление изгибу. В стали 80Х2Н4В при обработке
холодом (режим 3) повышается износостойкость и твер-
дость, снижается ударная вязкость (при закалке от
температуры выше 800° С) и не изменяется сопротивление
изгибу. В стали 125Х2Н4В обработка холодом повышает
твердость, немного повышает сопротивление изгибу, сни-
жает ударную вязкость и не влияет на износостойкость.
Последнее объясняется присутствием в структуре зака-
ленной стали специальных карбидов, которые способ-
ствуют повьпйению износостойкости даже при наличии
остаточного аустенита.
На рис. 67, д видно, что при обработке по режимам 1
и 2 наиболее высокая износостойкость у стали 125Х2Н4В.
По износостойкости она не уступает даже стали 80Х2Н4В,
обработанной холодом.
Таким образом, приведенные на рис. 67 данные пока-
зывают, что высокий отпуск улучшает механические
свойства только у высокоуглеродистых сталей типа
Х2Н4А. В сталях с меньшим количеством легирующих
элементов, а также в сталях, не содержащих карбидооб-
разующих элементов (никелевые стали), высокий отпуск
перед закалкой механических свойств не улучшает.
Объясняется это малой устойчивостью аустенита в этих
сталях по сравнению со сталью типа 20Х2Н4А, а в ста-
лях, не содержащих карбидообразующих элементов, —
отсутствием обеднения твердого раствора легирующими
элементами. В стали типа 18Х2Н4МА, наоборот, это
объясняется очень высокой устойчивостью аустенита в пер-
литной области.
Чтобы высокий отпуск улучшал механические свойства
этих сталей, следует применять многократный отпуск
и длительные выдержки при 600—620° С. Отпуск при
более высокой температуре производить нельзя, так как
130
это может привести к переходу в область выше Ас1г
что вызовет не разложение, а образование аустенита.
Обработка холодом во всех исследованных высоко-
углеродистых сталях повышает твердость и износостой-
кость, но увеличивает хрупкость стали и в большинстве
случаев снижает сопротивление изгибу. Это нужно учи-
тывать при назначении обработки холодом для цементуе-
мых деталей. В некоторых случаях обработка холодом
может привести к образованию трещин.
Влияние обезуглероживания на свойства цементован-
ной стали. Цементованные детали, не закаливаемые не-
посредственно с цементационного нагрева, подвергают
повторным нагревам для нормализации, высокого от- ।
пуска и закалки. При нагреве в газовых печах без при- i
менения нейтральной атмосферы происходит окисление V
цементованной поверхности и обезуглероживание, а при
нагреве в соляных ваннах окисление не происходит, но
обезуглероживание может достигать значительной вели-
чины, иногда превосходящее обезуглероживание, получае-
мое в газовых печах или электропечах. Обезуглерожива-
ние отрицательно влияет на прочность цементованной
стали.
На рис. 68 показано обезуглероживающее действие
соляной ванны (50% NaCl + 50% КО), проверенное
методом фольги на пластинах из стали У7 толщиной 0,3 мм.
По изменению содержания углерода в пластинах опре-
деляли степень обезуглероживания. Ванну раскисляли
каждую смену добавкой 0,5% ферросилиция. Как видно
из рис. 68, наиболее сильное обезуглероживание проис-
ходит при нагреве стали до 890° Сив меньшей степени
при нагреве до 820° С. Выбранные температуры пред-
ставляют интерес потому, что для- деталей из стали
20Х2Н4А при 890° С производится нормализация, а при
820° С — закалка. Обезуглероживающее действие соля-А
ных ванн увеличивается с увеличением срока их эксплуа- v
тации.
Влияние условий нагрева цементованной стали
20Х2Н4А на степень обезуглероживания показано на
рис. 69. Обезуглероживание определяли послойным хи-
мическим анализом. Образцы цементовали при 920° С
на глубину 1,3 мм. Кривые /, 5 и 9 на рис 69 характе-
ризуют распределение углерода по глубине слоя, полу-
ченное после цементации. Кривые 2, 3 и 4 (рис. 69, а)
показывают распределение углерода при нагреве образ-
9* 131
цов в соляной ванне до 820° С с выдержками 15, 30 и
60 мин. Содержание углерода в поверхностной зоне сни-
жается от 1,0 до 0,74—0,59%. Глубина обезуглероженного
слоя достигает 0,25 мм при небольших выдержках и
0,4 мм при выдержке 60 мин. Кривые 6, 7 и 8 (рис. 69, 6)
характеризуют обезуглероживание при нагреве в соля-
ной ванне до 890° С с выдержками 15, 30 и 60 мин. Сте-
пень обезуглероживания резко возрастает — на поверх-
ности содержание углерода снижается до 0,60—0,36%.
Глубина обезуглероженного слоя составляет 0,35 мм при
выдержке 15 и 30 мин и 0,55 мм при выдержке 60 мин.
На рис. 69, в представлены кривые, характеризующие
обезуглероживание при нагреве в газовой печи. Оно
значительно меньше, чем при нагреве в соляных ваннах.
При температуре 800° С и выдержке 30 мин обезуглеро-
живания почти нет (кривая 10); при выдержке 60 мин
снижение содержания углерода в поверхностном слое
незначительное (кривая 11). При нагреве до 890° С и
выдержке 30 мин обезуглероживание остается неболь-
шим (кривая 12). Лишь при
нагреве до 890° С и выдержке
60 мин содержание углерода
в поверхностном слое заметно
снижается (кривая 13), од-
нако это снижение значи-
Рис. 69. Распределение углерода
в цементованном слое образцов
из стали 20Х2Н4А
Продолжительность
выдержки
Рис. 68. Обезуглероживание в
соляной ванне в зависимости от
продолжительности выдержки
при 820 и 890° С
132
Рис. 70. Распределение твер-
дости по глубине цементован-
ного слоя в стали 20Х2Н4А:
1 — нормализация 890° С + отпуск
при 630° С + закалка 800° С + от-
пуск при 140° С; 2 — то же, что
1, но без нормализации; 3 — отпуск
570° С + закалка от 820° С в щелочи
прн 200° С с последующим охлажде-
нием в воде + отпуск при 140° С;
4 — то же, что 3, но перед закалкой
нормализация при 890° С 30 мнн;
5 — то же, что 3, .но перед закалкой
нормализация прн 890° С 60 мнн.
/ н 2 — нагрев в газовой печн, 3,
4 и 5 — нагрев в соляной ванне
тельно меньше, чем при тех же условиях нагрева
в соляной ванне (при нагреве в газовой печи значитель-
ная часть обезуглероженного слоя уходит в окалину).
Таким образом, существующие методы раскисления
хлоридных соляных ванн ферросилицием не предохра-
няют в достаточной степени сталь от обезуглероживания.
Обезуглероженный слой обнаруживается при закалке
в расплаве щелочи по появлению в структуре темной
составляющей — бейнита и отпущенного мартенсита.
Четко. выявляется обезуглероженный слой при охлажде-
нии образцов до 180—220° С, изотермической выдержке
при этой температуре, повышении температуры до 350—
400° С, выдержке 10—15 мин и охлаждении в воде (ме-
тод В. Д. Садовского). При контроле деталей в цеховых
условиях обезуглероживание обнаруживали по появле-
нию тонкого мягкого слоя, легко срезаемого напильни-
ком. Обычно он появлялся при нагреве деталей в соля-
ных ваннах. При нагреве в газовой печи мягкого слоя не
наблюдалось.
Влияние обезуглероживания на распределение твер-
дости по глубине слоя на зубьях зубчатых колес из стали
20Х2Н4А показано на рис. 70. На приборе ПМТ-3 опре-
деляли микротвердость и переводили на твердость HRC.
При термической обработке с нагревом зубчатых колес
в газовой печи сохраняется твердость больше HRC 60
(кривые 1 и 2). При применении нормализации от 890° С
(кривая /) твердость после закалки хотя и получена бо-
лее низкой по сравнению с твердостью зубчатых колес,
не прошедших нормализацию (кривая 2), но остается
достаточно высокой. Нагрев зубчатых колес в соляной
ванне, при котором обезуглероживание получается более
133
сильным, больше снижает твердость, чем нагрев в газовой
печи. Поверхностная твердость зубчатых колес не под-
вергнутых нормализации (кривая 3), составляет HRC 57,5;
твердость зубчатого колеса, прошедшего нормализацию
при 890° С с выдержкой 30 мин, снизилась до HRC 56,5
(кривая 4), а при выдержке при нормализации 60 мин —
до HRC 50 (кривая 5). Зона с твердостью меньше HRC 60
в зубчатых колесах, прошедших нормализацию (с нагре-
вом в соляных ваннах до 890° С), распространяется на
глубину 0,15—0,20 мм. Уменьшение твердости при обез-
углероживании обнаружено прибором ПМТ-3 при на-
грузке 100 гс. При определении твердости по Роквеллу
на всех зубчатых колесах твердость была больше HRC 60.
На рис. 71 приведены кривые распределения напряже-
ний по глубине цементованного слоя на пластинах раз-
мером 5 X 20 X 120 мм, прошедших цементацию при
900° С на глубине 1,35 мм с одной стороны. После цемен-
тации пластины подвергали нормализации при 890° С,
высокому отпуску, закалке от 800° С и низкому отпуску.
Для нормализации и закалки образцы нагревали в соля-
ной ванне. С целью получения различной степени обезуг-
лероживания образцы выдерживали при нормализации 5,
15 и 60 мин, а при нагреве под закалку —5 мин.
На рис. 71 видно, что с увеличением продолжитель-
ности выдержки при нормализации, а следовательно,
и с увеличением глубины обезуглероживания, сжимаю-
Расстояние от поверхности
щие напряжения умень-
шаются и переходят в
растягивающие. На по-
верхности пластины с
выдержкой при норма-
лизации 5 мин (кривая
1 на рис. 71) имелись
сжимающие напряже-
Рис. 71. Распределение нап-
ряжений по глубине цемен-
тованного слоя в пластинах
из стали 20Х2Н4А после нор-
мализации, высокого отпуска,
закалки и низкого отпуска.
Выдержка при нормализации:
1 — 5 мнн; 2 — 15 мин и
3 — 60 мнн
134
йий, превышающие 46 кгс/мм2. В этой пластийё
обезуглероживания не было. Пластина с выдержкой
15 мин при нормализации (кривая 2) на глубине до 0,15 мм
имела сжимающие напряжения 1—3 кгс/мм2, а на глу-
бине 0,4 мм они увеличивались до 32 кгс/мм2. В этом
случае наблюдалось заметное обезуглероживание, что
и вызывало снижение сжимающих напряжений, на по-
верхности. Пластина, которая при нормализации выдер-
живалась в соляной ванне 60 мин, сильно обезуглеро-
живалась. На поверхности этой пластины обнаружены
растягивающие напряжения больше 20 кгс/мм2.
Снижение сжимающих и появление растягивающих
напряжений в результате обезуглероживания приводит
к значительному снижению усталостной прочности цемен-
тованной стали. В табл. 15 приведены данные по пределу
выносливости и сопротивлению изгибу образцов диа-
метром 10 мм, термически обработанных в условиях,
вызывающих различное обезуглероживание. Цементацию
проводили при 900° С на глубину 1,7 мм. Режимы обра-
ботки различались только условиями нагрева для норма-
лизации. Для закалки образцы нагревали в соляной
ванне до 800° С с выдержкой 5 мин.
Из данных табл. 15 видно, что при термической обра-
ботке без нормализации и при нагреве под нормализацию
в газовой печи и в расплавленной буре (при нагреве
Таблица 15
Влияние режима нормализации на предел выносливости
и сопротивление изгибу цементованной стали 20Х2Н4А
Режим нормализации о_1, кгс/мм2 СТИЗГ кгс/мм2
Без нормализации Нагрев в газовой печи до 890° С, вы- держка 45 мин Нагрев в расплавленной буре до 890° С, выдержка 20 мин Нагрев в соляной ванне до 890° С, вы- держка 20 мин То же, но выдержка 60 мин Примечание. После нормалнзац высокому отпуску, закалке от 800° С с наг отпуску при 140° С. 80 81 77 60 39 ни образцы зевом в солянс 319 355 318 407 318 подвергали зй ванне н
135
Таблица 16
Зависимость предела выносливости и сопротивления изгибу
от содержания углерода в стали Х2Н4
Химический состав, % (Т j, кгс/мм2 (Тизг, кгс/мм2
С Сг Ni
0,16 1,42 3,40 45 276
0,51 1,73 3,45 50 343
0,63 1,73 3,58 49 412
0,84 1,74 3,46 57 350
1,05 1,53 3,48 51 307
П р И N калке и низ ! е ч а н и е. О кому' отпуску. бразцы подвер тали высокому отпуску, за-
в буре обезуглероживания не происходит) получается
высокий предел выносливости (77—81 кгс/мм2). Нагрев
в соляной ванне при выдержке 20 мин снижает предел
выносливости до 60 кгс/мм2, что связано с заметным
обезуглероживанием при нагреве. При выдержке в про-
цессе нормализации 60 мин предел выносливости сни-
жается до 39 кгс/мм2. Образцы для испытания на изгиб,
обработанные по тем же режимам, обладали почти одина-
ковым сопротивлением изгибу, т. е. обезуглероживание
заметно не отразилось на величине сопротивления изгибу.
Обезуглероживание влияет на предел выносливости
главным образом вследствие уменьшения сжимающих
напряжений на поверхности и появления растягивающих
напряжений. Прочность гомогенной (нецементованной)
стали из-за уменьшения в ней содержания углерода изме-
няется не столь резко. Как видно из табл. 16, при содер-
жании углерода от 0,16 до 1,05% максимальное значение
предела выносливости составляет 57 кгс/мм2. При зна-
чительном обезуглероживании цементованных образцов
предел выносливости снижался до 39 кгс/мм2, а в неце-
ментованной стали даже при очень низком содержании
углерода (0,16%) предел выносливости составлял
45 кгс/мм2. Наибольшее значение сопротивления изгибу
получено при содержании 0,63% С, при более высоком
и более низком содержании углерода сопротивление
изгибу уменьшается (табл. 17).
136
Таблица 17
Влияние режима термической обработки на предел выносливости
и твердость цементованных образцов и зубчатых колес
из стали 20Х2Н4А
№ режима 1 Режим термической обработки Образцы Зубчатые колеса
кгс/мм2 HRC <ТГ. тс/зуб* HRC
1 Закалка с цементационного нагре- ва + отпуск при 140° С 77 45 23 40
2 Закалка с цементационного нагре- ва + закалка от 800° С + отпуск при 140°С 92 60 — —
3 Закалка с цементационного нагре- ва + отпуск при 620° С + отпуск при 140°С 82 61 — —
4 После цементации охлаждение на воз- духе + закалка от 800° С + отпуск при 140° С 76 56 26 60
5 После цементации охлаждение на воз- духе + закалка от 800° С + обра- ботка холодом + отпуск при 140° С 72 64 18/10 61/63
6 После цементации охлаждение на воз- духе + отпуск при 620° С + закал- ка от 800° С + отпуск при 140° С 86 61 26/19 60/60
7 После цементации охлаждение на воз- духе + нормализация при 890° С + + высокий отпуск при 620° С + за- калка от 800° С + отпуск при 140° С 81 60 25/19 60/60
8 После цементации охлаждение на воз- духе + нагрев до 890° С, охлажде- ние до 570° С, выдержка 3 ч, нагрев до 800° С, охлаждение до 200° С в расплаве щелочи, охлаждение в во- де + отпуск при 140°С 77 61
9 После цементации охлаждение на воз- духе + отпуск при 620° С + за- калка от 800 °C — — 26 63
* В числителе — данные для нешлифованных зубчатых колес, а в знаменателе — для шлифованных.
137
Таким образом, появление обезуглероженного слоя
на поверхности цементованной стали приводит к сниже-
нию ее усталостной прочности. Поэтому при термической
обработке цементованных деталей по возможности сле-
дует избегать высоких температур нагрева и продолжи-
тельных выдержек. Особенно это относится к нагреву
в соляных ваннах, раскисляемых ферросилицием. Для
уменьшения обезуглероживающего действия соляных ванн
необходимо применять более эффективные способы рас-
кисления (кристаллический кремний, фтористый магний,
плавиковый шпат и др. [85]).
Влияние режима термической обработки на свойства
стали 20Х2Н4А. Одной из важных характеристик цемен-
тованных деталей, определяющей их долговечность,
является предел выносливости, а поэтому большое прак-
тическое значение имеет установление режима термической
обработки, дающей наиболее высокое значение этой
характеристики. Для испытания на усталость приме-
няли цементованные консольные образцы диаметром 8 мм
и зубчатые колеса с модулем зуба т = 9. Цементацию
производили при 920° С на глубину 1,5—1,7 мм. Режимы
термической обработки и результаты испытания приве-
дены в табл. 17.
Обработка образцов из стали 20Х2Н4А по режиму 6,
применяемому на заводах, дает высокий предел вынос-
ливости. Немного меньше значения предела выносли-
вости при обработке по режимам 3 и 7. При обработке
по режиму 1 в микроструктуре сохраняется очень много
остаточного аустенита, что приводит к получению очень
низких твердости и предела выносливости. Этот режим
обработки для стали 20Х2Н4А непригоден.
Самый высокий предел выносливости получен при
обработке образцов по режиму 2. В микроструктуре
цементованного слоя после такой обработки хотя и сох-
раняется повышенное количество остаточного аустенита,
но это не вызывает значительного понижения твердости.
По данным работы [46] обработка по режиму 2 дает
более высокую износостойкость по сравнению с режи-
мом 3.
Самый низкий предел выносливости получен на образ-
цах, обработанных холодом (режим 5). При обработке
по режимам 4 и 8 предел выносливости получился отно-
сительно низким, что, по-видимому, связано с уменьше-
нием сжимающих напряжений в поверхностной зоне
138
цементованного слоя по сравнению с обработкой по
обычному режиму (режим 6).
На рис. 72 представлены кривые, построенные по
результатам испытания на усталость образцов из стали
20Х2Н4А при ударном изгибе. Образцы цементовали
при 930° С на глубину 1,5—1,6 мм с припуском на шли-
фование. Диаметр образцов после шлифования 10 мм.
Самый высокий предел выносливости (см. табл. 17 и
рис. 72) получен при обработке по режимам 6 и 2 (кри-
вые 1 и 3). После обработки по режиму 1 (кривая 4) предел
выносливости немного понизился, а после обработки
холодом (обычный режим с обработкой холодом перед
низким отпуском) усталостная прочность резко снизи-
лась (кривая 2).
В табл. 17 приведены также результаты испытания
зубчатых колес из стали 20Х2Н4А. Испытание прово-
дили на пресс-пульсаторе на базе 1 млн. циклов при
коэффициенте асимметрии 0,5. Данные таблицы под-
тверждают отрицательное влияние обработки холодом
на предел выносливости. При обработке по режиму 6
предел выносливости нешлифованных зубчатых колес
составлял 26 тс/зуб, после обработки холодом 18 тс/зуб,
а предел выносливости шлифованных зубчатых колес
равен соответственно 19 и 10 тс/зуб. Так как эффект
Рис. 72. Усталостные кривые при ударном изгибе цементованных об-
разцов диаметром 10 мм из стали 20Х2Н4А
139
от обработки холодом зависит от, исходной струк-
туры цементованного слоя, то столь резкого снижения
усталостной прочности может не быть на всех зубча-
тых колесах. Однако полученные результаты позво-
ляют сделать вывод об отрицательном влиянии обра-
ботки холодом на усталостную прочность цементованных
деталей из стали 20Х2Н4А. Данные, приведенные
в табл. 18, свидетельствуют также об уменьшении уста-
лостной прочности при закалке стали 20Х2Н4А с цемен-
тационного нагрева по сравнению с обработкой по обыч-
ному режиму (сравните режимы 1 и 6).
Зубчатые колеса, обработанные по режимам 6 и 4
(с высоким отпуском и без отпуска после цементации),
имели одинаковый предел выносливости. Более высокий
предел выносливости при испытании образцов, обрабо-
танных по режиму 6, по сравнению с обработкой без
высокого отпуска, вызван большей чувствительностью
образцов к структурным изменениям цементованного
слоя.
Для тяжелонагруженных зубчатых колес из стали
20Х2Н4А при получении в процессе цементации повы-
шенного балла по карбидной фазе применяют нормали-
зацию при 880—900° С (режим 7, табл. 17). Положи-
тельное действие нормализации состоит в том, что она
разрушает карбидную сетку и улучшает структуру серд-
цевины, перегретой при цементации. Однако при нормали-
зации происходит обезуглероживание, снижающее проч-
ность цементованной стали, и увеличивается деформация.
Влияние нормализации на усталостную прочность цемен-
тованных образцов и зубчатых колес можно видеть из
данных табл. 17 при сравнении режимов 6 и 7. Усталост-
ная прочность нормализованных образцов получилась
более низкой, а зубчатые колеса в нормализованном
и ненормализованном состояниях имели практически оди-
наковую усталостную прочность.
В исследованных образцах и зубчатых колесах балл
по избыточным карбидам лежал в пределах 1—4. Это
значит, что нормализация зубчатых колес с баллом по
карбидной фазе не выше 4-го не повышает их прочность.
Поэтому технология изготовления зубчатых колес, при
которой нормализации подвергают все детали, незави-
симо от балла по избыточным карбидам, является не- *
оправданной. На заводах обычно нормализации подвер-
гают детали с 4 и 5-м баллом, характеризуемых наличием
140
в цементованном слое разорванной карбидной сетки на
глубине более 0,35 мм или наличием сплошной карбидной
сетки. Для некоторых деталей, не испытывающих в работе
ударных нагрузок, допускают 4-й балл.
Уменьшение балла по карбидной фазе можно до-
стигнуть регулированием углеродного потенциала и под-
держанием концентрации углерода в поверхностной зоне
на уровне 0,8—0,9%. На некоторых заводах с целью
повышения износостойкости придерживаются более высо-
кой концентрации углерода в поверхностной зоне (1,1 —
1,3 мм). В этом случае предотвратить образование кар-
бидной сетки можно ускоренным охлаждением после
цементации (охлаждение на спокойном воздухе, обдувка
воздухом, охлаждение в масле).
С целью уменьшения деформации применяют режимы
термической обработки с закалкой в горячих средах.
В табл. 17 были приведены результаты испытания на
усталость консольных образцов, обработанных по ре-
жиму светлой закалки (режим 8). Предел выносливости
при обработке по этому режиму получился более низким
по сравнению с обычным режимом 6. В табл. 18 приве-
дены сравнительные данные по испытанию на усталость
зубчатых колес, обработанных по обычному режиму 6
(отпуск 630° С + закалка от 800° С + отпуск при 140° С)
и по режиму светлой термической обработки с закалкой
в горячей среде (режим 8, табл. 17). Обработка по обоим
режимам дала практически одинаковый предел вынос-
ливости. Немного меньше сопротивление поломке зуба
при статическом нагружении получено при закалке
в горячей среде. Из этой же таблицы видно, что шлифо-
вание зубчатых колес по принятым на заводах ражимам
снижает их усталостную прочность.
Таблица 18
Усталостная и статическая прочность зубчатых колес
из стали 20Х2Н4А, обработанных по режимам
с закалкой в масле и горячей среде
Режим охлаждения при термической обработке после цементации Шлифованные Нешлифованные
ог, тс/зуб стизг’ тс/зуб ог, тс/зуб стизг’ тс/зуб
В масле • 15 41 19 49
В расплаве щелочи при 200° С 15 39 18 40
141
Из рассмотренных режимов термической обработки
цементованной стали 20Х2Н4А наибольший интерес пред-
ставляет режим 2 (табл. 17), так как он дает высокие
механические свойства и значительно сокращает цикл
термической обработки. Сравнительные результаты испы-
тания зубчатых колес из стали 20Х2Н4А с модулем зуба
tn = 9, обработанных по обычному режиму и режиму
двойной закалки (режим 2), приведены в табл. 19 для
двух наименований зубчатых колес Л и В со шлифован-
ными и нешлифованными зубьями. Как видно из этой
таблицы, у нешлифованных зубчатых колес после обра-
ботки по обычному режиму и по режиму двойной закалки
получены практически одинаковые результаты. У шли-
фованных зубчатых колес более высокий предел вынос-
ливости был после обработки по режиму двойной закалки.
Результаты испытания на износ на установке Шкода—
Савина показали, что износостойкость после двойной
закалки получается более низкой по сравнению с обра-
боткой по обычному режиму (средняя степень износа
равна соответственно 250 и 225 в 0,001 мм3).
Как это отразится на износостойкости зубчатых ко-
лес в эксплуатации можно судить только по результатам
эксплуатационных испытаний. Испытания на износ на
установке Шкода—Савина не отражают полностью усло-
вия работы зубчатых колес на машине, так как рабочая
поверхность зубьев при эксплуатации наклепывается,
Таблица 19
Усталостная прочность зубчатых колес из стали 20Х2Н4А
после термической обработки
Режим термической обработки после цементации <тг, тс/зуб
Нешлифован- ные Шлифован- ные
А В А в
Отпуск при 620° С, закалка от 810° С, 21 24 19 12
отпуск при 140° С 18 23 — 15
Закалка с цементационного нагрева, 22 21 20 15
повторная закалка от 810° С, отпуск при 140° С 20 24 21 17
142
Рис. 73. Распределение
внутренних напряже-
ний по глубине цемен-
тованного слоя в стали
20Х2Н4А:
/ — после высокого от-
пуска, закалки и низ-
кого отпуска; 2 — после
закалки с цементацион-
ного нагрева, закалки с
повторного нагрева и
низкого отпуска
Расстояние от поверхности
а при испытании на установке Шкода—Савина происхо-
дит только истирание без наклепа.
По данным работы [46] после обработки по режиму
двойной закалки цементованной стали 20Х2Н4А, несмотря
на более высокое содержание остаточного аустенита
в поверхностной зоне цементованного слоя, получена
более высокая стойкость против образования питтингов
по сравнению с обработкой по обычному режиму. По
предварительным данным наших исследований ролики
из стали 20Х2Н4А после обработки по режиму двойной
закалки также имели более высокую стойкость при кон-
тактном нагружении по сравнению с роликами, обработан-
ными по обычному режиму.
На рис. 73 приведены кривые распределения вну-
тренних напряжений в цементованных пластинах, обра-
ботанных по обычному режиму и режиму двойной закалки.
При обоих режимах термической обработки получены
сжимающие напряжения в поверхностной зоне, но при
обработке по режиму двойной закалки на глубине до
0,3 мм сжимающие напряжения меньше, чем при обра-
ботке по обычному режиму. Это объясняется более высо-
ким содержанием остаточного аустенита в образцах,
обработанных по режиму двойной закалки. Более высо-
кий предел выносливости после двойной закалки, не-
смотря на меньшую величину сжимающих напряжений
в поверхностной зоне, по-видимому, связан с более высо-
кой пластичностью стали с повышенным количеством
остаточного аустенита. Возможно, что в процессе испыта-
ний происходит наклеп остаточного аустенита, благодаря
чему повышается его прочность.
143
По режиму двойной закалки было обработано пятнад-
цать наименований зубчатых колес и два валика. Твер-
дость поверхности зубьев зубчатых колес составляла
HRC 56 —60, а валиков HRC 59—61. На всех закаленных
деталях, кроме валиков, дефектов не было. Оба валика
после повторной закалки по шлицевым канавкам дали
трещины. Следовательно, детали типа валиков из стали
20Х2Н4А двойной закалке подвергать нельзя.
Для проверки влияния двойной закалки на деформа-
цию было обработано шестнадцать зубчатых колес, из
которых восемь после цементации охлаждали на воздухе
и восемь — в масле. На зубчатых колесах измеряли пара-
метры деформации в исходном состоянии после цемента-
ции и после окончательной термической обработки.
Рис. 74. Колебание длины общей нормали
и биение торца в зубчатых колесах из ста-
ли 20Х2Н4А после различных операций:
• — охлаждение после цементации на воз-.
Духе; О — охлаждение после цементации в
масле
144
Рис. 75. Распределение внутренних
напряжений по глубине цементо-
ванного слоя в стали 20Х2Н4А в
зависимости от температуры низкого
отпуска:
1 — без отпуска; 2 — отпуск при 140° С,
1 ч; 3 — отпуск при 140° С, 4 ч; 4 —
отпуск при 170° С; 1 ч; 5 — отпуск
при 200° С, 1 ч
Результаты измерений пока-
зали, что после окончатель-
ной термической обработки
при обоих режимах получа-
ются одинаковые показатели
по изменению длины общей
нормали, по отклонению
основного шага и по изме-
нению наружного и внутрен-
него диаметров. По величине
биения торцов и по короб-
лению обработка по режиму
двойной закалки дает нес-
колько большие значения.
Однако абсолютная величина
биения и коробления не
выходит за допустимые пре-
делы и все детали оказались
годными. Результаты измерения колебания длины об-
щей нормали и биения торца для обоих вариантов при-
ведены на рис. 74.
Большое влияние на прочность цементованной стали
оказывает режим низкого отпуска. При повышении тем-
пературы низкого отпуска, вследствие выделения угле-
рода из мартенсита, увеличивается сопротивление отрыву,
снижается хрупкость и уменьшаются сжимающие внут-
ренние напряжения в поверхностной зоне цементован-
ного слоя.
На рис. 75 приведены кривые распределения внутрен-
них напряжений по глубине цементованного слоя стали
20Х2Н4А в зависимости от температуры низкого отпуска.
Наибольшие сжимающие напряжения имеют образцы,
не подвергавшиеся низкому отпуску. При отпуске, при
140° С сжимающие напряжения снижаются, а при от-
пуске при 170 и 200° С снижаются еще больше и на по-
верхности переходят в растягивающие напряжения.
10 в. С. Сагарадзе
145
Снижение сжимающих напряжений на поверхности
и уменьшение вследствие этого предела выносливости
получено в работе [82]. На основании этого в этой работе
низкий отпуск цементованных и нитроцементованных
зубчатых колес рассматривается как нежелательная опе-
рация. Однако необходимо учитывать, что на прочность
цементованных сталей влияют не только сжимающие
напряжения, но и свойства самого слоя. На рис. 76 пока-
зано влияние температуры низкого отпуска на содержа-
ние углерода в мартенсите, твердость и ударную вязкость.
С повышением температуры низкого отпуска содержание
углерода в мартенсите (определено рентгеноструктурным
методом) и твердость слоя уменьшаются, а ударная вяз-
кость цементованных образцов (размер 15 X 15 X 70 мм,
без надреза) увеличивается, т. е. хрупкость цементо-
ванного слоя уменьшается, что благоприятно влияет на
повышение предела выносливости.
При испытании зубчатых колес из стали 20Х2Н4А
на пресс-пульсаторе получены одинаковые пределы вы-
носливости и для зубчатого колеса, не подвергавшегося
низкому отпуску, и зубчатого колеса, подвергавшегося
отпуску при 140° С (см. табл. 17). При испытании
образцов, более чувствительных к изменению режима
термической обработки, наиболее высокий предел вынос-
ливости получен после отпуска при 140° С (табл. 20).
Рис. 76. Влияние температуры низкого отпуска
цементованной и закаленной стали 20Х2Н4А на
содержание углерода в мартенсите, твердость и удар-
ную вязкость
Н6
Таким образом, при
повышении температуры
низкого отпуска, с одной
стороны, уменьшается
хрупкость цементован-
ного слоя и повышается
сопротивление отрыву
[11, 47, 59], что спо-
собствует повышению
предела выносливости,
а с другой стороны —
уменьшается величина
сжимающих внутренних
напряжений, что приво-
дит к понижению пре-
дела выносливости. Наи-
более благоприятные
результаты, обеспечи-
вающие наиболее высо-
Таблица 20
Влияние температуры низкого отпуска
на твердость н предел выносливости
цементованных образцов
из стали 20Х2Н4А
Режим отпуска после закалки HCR п-1- кгс/мм2
Без отпуска 63 . 69,7
Отпуск при: 120° С, 1 ч 62 69,7
140° С, 1 ч 61 77,9
140° С, 4 ч 61 77,9
170° С, 1 ч 59 68,6
200° С, 1 ч 58 69,7
Примечан и е. После це-
ментации производили отпуск при
620° С и закалку от 800° С. Глубина
цементованного слоя 1,5 мм.
кий предел выносливости, для стали 20Х2Н4А полу-
чаются при отпуске при 140° С.
Согласно данным рис. 75 увеличение продолжитель-
ности отпуска при 140° С от 1 до 4 ч не изменяет величины
и характера распределения внутренних напряжений,
благодаря чему не изменяется и величина предела вы-
носливости (табл. 20). Следовательно, отпуск при 140° С
в течение 1 ч для цементованной стали 20Х2Н4А является
оптимальным (более длительные выдержки к повышению
предела выносливости не приводят).
Сравнивая влияние температуры отпуска на механи-
ческие свойства цементованной углеродистой стали и
стали 20Х2Н4А, видим, что оптимальные свойства угле-
родистой стали получаются при более высокой температуре
отпуска, чем в стали 20Х2Н4А. Как было показано
в работе [59], легирующие элементы (хром, никель)
способствуют повышению сопротивления отрыву. По-
этому в углеродистой стали сопротивление отрыву зна-
чительно ниже, чем в стали 20Х2Н4А. При одном и том же
содержании углерода в мартенсите сталь 20Х2Н4А будет
иметь более высокое сопротивление отрыву, а поэтому
переход из хрупкого состояния в вязкое в этой стали
происходит при более низкой температуре, благодаря
чему при более низкой температуре отпуска достигаются
и оптимальные свойства.
10*
147
Таблица 22
Механические свойства стали 20ХГНР и 20Х2Н4А
после нитроцементации триэтаноламином
и термической обработки
Марка стали Режим термической обработки Температура нитро- цементации в °C Глубина слоя в мм аизг. кгс/мм2 а, кгс-м/см2 О , кгс/мм2 Макси- мальное содержан-и на глубине до 0,2 мм
углерода Л о м Л
Закалка с повторного 870 1,00 308 2,3 66 0,72 0,38
нагрева + 930 1,00 312 3,2 78 0,86 0,20
+ низкий 930 1,00 309 3,0 74 1,06 0,22
20ХГНР отпуск
Закалка от температуры 870 1,00 261 2,1 60 0,72 0,38
нитроцемента- 930 1,00 254 2,2 72 0,86 0,20
ции + низ- кий отпуск 930 1,55 165 1,8 78 1,06 0,22
Высокий отпуск + 870 1,00 296 2,1 72 0,82 0,36
20Х2Н4А + закалка + 930 1,00 380 4,3 82 0,85 0,15
+ низкий 930 1,55 345 1,6 72 1,02 0,11
отпуск
Таким образом, закалка с повторного нагрева цемен-
тованной стали 20ХГНР, так же как и стали 20Х2Н4А,
дает более высокие механические свойства, чем непосред-
ственная закалка от температуры цементации или нитро-
цементации. Обработка холодом ухудшает механические
свойства.
При термической обработке по оптимальному режиму
после цементации и нитроцементации сталь 20ХГНР
хотя и имеет высокие показатели механических свойств,
но они ниже, чем у стали 20Х2Н4А.
5. Влияние поверхностного наклепа
на повышение прочности и долговечности
цементованной стали
Эффективным способом повышения прочности и дол-
говечности цементованных деталей является поверхност-
ный наклеп путем обработки дробью или обкатки роли-
150
ками. По данным М. А. Балтер в результате наклепа
дробью предел выносливости при изгибе зубчатых колес
из стали 20Х2Н4А увеличивается на 35% со шлифован-
ной после термической обработки впадиной, и на 25%
с нешлифованной впадиной [6]. В работе Д. А. Свешни-
кова было показано, что наклеп дробью цементованных
ведущих зубчатых колес заднего моста грузовых автомоби-
лей повышает их долговечность в 2 раза [81 ]. По данным
работы [100] при обкатке роликами цементованных зака-
ленных образцов с надрезом усталостная прочность
стали 12Х2НЗМА повышается на 42% и стали 20ХНЗА
на 55%. В работе [31] указывается на повышение вы-
носливости и особенно ударной долговечности в резуль-
тате наклепа дробью цементованных деталей.
По результатам испытаний автора данной книги на
рис. 77 представлены усталостные кривые цементован-
ных зубчатых колес из стали 20Х2Н4А с наклепом (кри-
вая 2) и без наклепа (кривая /) дробью. Зубчатые колеса
цементовали на глубину 1,4—1,6 мм при 930° С. Как
видно из приведенных данных, благодаря наклепу пре-
дел выносливости увеличился от 14 до 18 тс/зуб, а долго-
вечность при нагрузке 25 тс увеличилась в 13 раз.
Причинами повышения усталостной прочности при
поверхностном наклепе являются: 1) упрочнение поверх-
ностного слоя благодаря росту плотности дислокаций,
дроблению блоков, уменьшению содержания остаточного
аустенита в структуре, выделению высокодисперсных
Рис. 77. Усталост-
ные кривые цемен-
тованных и зака-
ленных зубчатых
колес:
/ — без иаклепа
дробью; 2 — после
иаклепа дробью
151
Влияние режима термической обработки на свойства
цементованной стали 20ХГНР. По данным Я- Е. Гольд-
штейна сталь20ХГНР превосходит стали 12ХНЗА, 20ХНЗА
и 12Х2Н4А по механическим свойства, прокаливаемости и
контактной прочности цементованного слоя [16]. Эта
сталь мелкозерниста и не склонна к перегреву до камне-
видного строения в изломе при нагреве для ковки и
прокатки. Рекомендуется ее применять взамен хромони-
келевых сталей 12ХНЗА, 20ХНЗА и частично 12Х2Н4А
для цементуемых деталей автотракторостроения, тяже-
лого, горнозаводского и транспортного машиностроения.
Влияние различных режимов термической обработки
на свойства цементованной стали 20ХГНР показано
в табл. 21. Цементацию производили на глубину 1,1
и 1,8 мм. По сопротивлению изгибу наиболее высокие
Таблица 21
Механические свойства стали 20ХГНР
в зависимости от режима термической обработки
№ аариатна Режим термической обработки после цементации Глубина слоя 1,1 мм Глубина слоя 1,8 мм
г ии/эл я .ЛЕИЛ S о S* о a-v кгс/мм2 HRC 2 ► S т о , S и b w м S и s' .Е а м S S л и К ь
1 Закалка с цемента- ционного нагре- ва + отпуск при 150° С 222 1,3 79 61,5 223 1,4 59 54
2 Закалка с цемента- ционного нагре- ва 4- закалка от 820° С + отпуск при 150° С 269 2,7 75 62 281 1,2 63 62
3 Закалка с цемента- ционного нагре- ва + обработка холодом + отпуск при 150° С 183 0,9 77 64 157 0,9 52 63
4 Охлаждение на воз- духе + закалка от 820° С + отпуск при 150° С 297 2,2 71 61,5 250 1,2 69 60,5
Примечание. Содержание углерода на расстоянии от по-
верхности 0,1 — 0,3 мм в слое глубиной 1,1 мм равно 0,85—0,95% u
а в слое глубиной 1,8 мм 1,03—1,10%
148
показатели дала закалка с повторного нагрева (варианты 2
и 4). Это относится как к малому, так и к большому слою.
Самое низкое сопротивление изгибу получено при режиме
с обработкой холодом (вариант 3). Закалка с цемента-
ционного нагрева дала более высокое сопротивление
изгибу, чем обработка холодом, но более низкое, чем
закалка с повторного нагрева. Аналогичная закономер-
ность получена и для ударной вязкости, за исключением
закалки с цементационного нагрева образцов с большой
глубиной слоя. В этом случае ударная вязкость получена
более высокой, чем при закалке с повторного нагрева.
Это связано с более высоким содержанием остаточного
аустенита в образцах, закаленных от температуры цемен-
тации.
Предел выносливости образцов с малой глубиной
слоя более высокий, чем образцов с большой глубиной
слоя. При малой глубине слоя наиболее высокий предел
выносливости получен при закалке с цементационного
нагрева и обработке холодом (варианты 1 и 3). При боль-
шой глубине слоя эти два режима дали наиболее низкий
предел выносливости. При сравнении показателей по
пределу выносливости стали 20ХГНР (табл. 22) и стали
20Х2Н4А (табл. 17) более высокий предел выносливости
у цементованной стали 20Х2Н4А.
Данные по механическим свойствам стали 20ХГНР
и 20Х2Н4А после нитроцементации триэтаноламином и
термической обработки приведены в табл. 22. Сталь
20ХГНР, закаленная с повторного нагрева, по сравнению
с непосредственной закалкой от температуры нитроце-
ментации, имеет более высокие показатели по сопротив-
лению изгибу и ударной вязкости при глубине слоя 1,0
и 1,55 мм и по пределу выносливости при глубине слоя
1,0 мм. При глубине слоя 1,55 мм после непосредственной
закалки предел выносливости был немного больше, чем
при закалке с повторного нагрева. Стали 20ХГНР и
20Х2Н4А, закаленные с повторного нагрева после нитро-
цементации при 870° С, имели почти одинаковые значения
сопротивления изгибу и ударной вязкости. У стали
20Х2Н4А более высокий предел выносливости. После
нитроцементации при 930° С сопротивление изгибу у стали
20Х2Н4А получилось более высоким. Показатели пре-
дела выносливости обеих сталей мало отличаются. Ударная
вязкость при глубине слоя 1,0 мм более высокая у стали
20Х2Н4А, а при глубине слоя 1,55 мм —у стали 20ХГНР.
149
карбидов, блокирующих сдвиги по плоскостям скольже-
ния [58]; 2) увеличение сжимающих напряжений в по-
верхностных слоях.
На упрочнение за счет превращения остаточного аусте-
нита в мартенсит в процессе поверхностного наклепа
указано в работах [31, 58, 99]. По данным М. А. Балтер
эффект упрочнения при поверхностном наклепе.цементо-
ванной стали связан не с распадом остаточного аустенита,
а с пластической деформацией мартенсита, приводящей
к дроблению пластин, росту твердости и созданию бла-
гоприятного распределения остаточных напряжений [6].
Распад аустенита является лишь сопутствующим явлением.
Поверхностный наклеп путем обработки дробью или
накатки роликами парализует отрицательное влияние
на усталостную прочность обезуглероживания и поверх-
ностных дефектов, образовавшихся при шлифовании.
При закалке цементованных и нитроцементованных
сталей в диффузионном слое возникают сжимающие
напряжения, а под слоем — растягивающие. Однако не
всегда максимальные сжимающие напряжения располо-
жены на поверхности, чаще зона максимальных сжимаю-
щих напряжений расположена на некоторой глубине от
поверхности. Объясняется это обезуглероживанием при
охлаждении после цементации или при последующих
нагревах для термической обработки, отпуском поверх-
ностного слоя при шлифовании, присутствием в поверх-
ностной зоне карбидов, связывающих карбидообразующие
элементы и углерод, и другими причинами. Снижение
сжимающих напряжений происходит и при низком от-
пуске закаленной цементованной стали (см. рис. 75).
Напряжения в цементованных и нитроцементованных
сталях складываются из: 1) тепловых напряжений;
2) структурных напряжений и 3) напряжений от неодина-
кового изменения удельного объема по сечению тела [52].
Первые две составляющие дают на поверхности растяги-
вающие напряжения, а третья —сжимающие. Суммарные
напряжения получаются сжимающими, но максимальное
их значение находится на некотором расстоянии от по-
верхности. Наилучшие результаты в повышении прочности
цементованной стали достигаются в том случае, когда
наибольшие сжимающие напряжения' расположены на
поверхности и по мере удаления от поверхности умень-
шаются. При применении поверхностного наклепа сжи-
мающие напряжения увеличиваются и перераспределяются
152
таким образом, »гго максимальное их значение соответ-
ствует поверхностным зонам.
Благоприятное распределение напряжений способ-
ствует повышению усталостной прочности. В работе
Д. А. Свешникова было показано, что после цианирования
и термической обработки на поверхности возникали даже
растягивающие напряжения, которые по мере удаления
от поверхности переходили в сжимающие напряжения и
достигали наибольшего значения, равного 13 кгс/мм2,
на границе цианированного слоя [81 ]. После наклепа
дробью сжимающие напряжения на поверхности дости-
гали 70 кгс/мм2. Благодаря наклепу дробью условный
предел выносливости при изгибе зубьев зубчатых колес
коробок перемены передач повысился на 67%, а продол-
жительность работы коробок передач при испытании на
стенде увеличилась с 9 до 140 ч и более.
Аналогичные результаты получены и для цементован-
ных деталей. После цементации и термической обработки
колец из стали 20ХНМ сжимающие напряжения на
поверхности приближались к нулю, а после обработки
дробью они увеличились до 82 кгс/мм2. Долговечность
зубчатых колес из этой же стали благодаря наклепу
увеличилась в 2 раза.
В работе. [82] было показано, что при низком отпуске
цементованной закаленной стали 20ХНМ сжимающие
напряжения на поверхности уменьшаются от 30 до
2 кгс/мм2, а после обработки дробью они увеличиваются
до 80 кгс/мм2. Аналогично изменяется предел выносли-
вости: при низком отпуске он уменьшается приблизи-
тельно на 7%, а при наклепе дробью после-отпуска уве-
личивается по сравнению с неотпущенными образцами
на 12—14%.
По данным М. А. Балтер поверхностный наклеп влияет
на контактно-усталостную прочность [6]. Если среднюю
долговечность после шлифования принять за 100%, то
после наклепа дробью она снижается до 69,5%, а после'
обкатки роликами повышается до 222%. Столь большое
повышение контактной прочности после обкатки роли-
ками объясняется как увеличением сжимающих напря-
жений на поверхности, так и повышением твердости
и уменьшением шероховатости.
Таким образом, приведенные данные показывают, что
поверхностный наклеп цементованных деталей является
одним из эффективных способов повышения усталостной
153
и контактной прочности, а слёдовагельйо, Надёжности
и долговечности цементованных и нитроцементованных
деталей.
6. Влияние шлифования на долговечность
цементованных зубчатых колес
f В процессе изготовления зубчатых колес имеют место
Ч погрешности в механической обработке, деформация при
цементации и при термической обработке. Это приводит
к неточности зацепления, перегрузкам и снижению ста-
тической и усталостной прочности. Для обеспечения
точности изготовления и правильности зацепления зуб-
чатые колеса подвергают шлифованию, которое может
оказывать как положительное, так и отрицательное влия-
ние на свойства цементованной стали. Повышение чистоты
поверхности при шлифовании и устранение поверхностных
дефектов увеличивает предел выносливости. Прижоги,
а также местные уменьшения толщины цементованного
слоя при неравномерном шлифовании снижают предел
выносливости. В зависимости от режима шлифования
долговечность детали может увеличиваться или умень-
шаться.
Для исследования влияния шлифования и местного
уменьшения толщины цементованного слоя на предел
выносливости проводили испытания консольных образ-
цов диаметром 8 мм из стали 20Х2Н4А, изготовленных
по различным вариантам. Во всех случаях шлифование
производили без прижогов по очень тонким режимам
с обильным охлаждением эмульсией. На рис. 78 пока-
заны эскизы образцов в исходном состоянии. Заштрихо-
ванная часть соответствует припуску на шлифование.
В таком виде образцы подвергали цементации. Шлифо-
Рис. 78. Эскизы образцов для испытания на усталость
154
Таблица 23
Результаты испытания на усталость образцов
из стали 20X2 Н4А
Способ изготовления образцов а_г, кгс/мм2
Шлифование после цемента- ции (глубина слоя 1,6 мм)] Шлифование после цемента- ции (глубина слоя 1,25 мм)
Без шлифования (рис. 78, а) • • • 87,5 86,5
Шлифование на 0,2 мм (рис. 78, б) 101,0 111,2
Шлифование на 0,4 мм (рис. 78, б) 99,5 107,1
Галтель не шлифовали, а рабочую поверхность шлифовали на 0,2 мм (рис. 78, в) 83,5 88,6
Галтель не шлифовали, а рабочую поверхность шлифовали на 0,4 мм (рис. 78, в) 71,3 86,5
Шлифовали только галтель на глу- бину 0,2 мм (рис. 78, г) ... 95,5 103,0
Шлифовали только галтель на глу- бину 0,4 мм (рис. 78, г) ... 99,5 109,2
вание со снятием всего припуска производили как после
цементации, так и после окончательной термической
обработки. Результаты испытания образцов представлены
в табл. 23. Данные приведены для двух партий образцов, —
с глубиной слоя 1,6 и 1,25 мм. Образцы первой партии
шлифовали после цементации, образцы второй партии —
после термической обработки. Образцы, не подвергав-
шиеся шлифованию (рис. 78, я), имеют предел выносли-
вости 87,5 и 86,5 кгс/мм2, т. е. практически одинаковый
для обеих партий. У образцов, шлифованных по всей
рабочей поверхности на глубину 0,2 и 0,4 мм и особенно
у тех, которые подвергались шлифованию после- терми-
ческой обработки, предел выносливости значительно по-
высился (рис. 78, б).
Образцы, у которых галтель не шлифовали, а рабочую
поверхность прошлифовали на 0,2 и 0,4 мм (рис. 78, б),
имеют такой же предел выносливости, как нешлифован-
ные образцы (и даже меньше, чем образцы, шлифованные
после цементации). Поломка образцов при испытании
происходила как у галтели, так и на некотором расстоя-
нии от нее по месту перехода нешлифованной части рабо-
чей поверхности к шлифованной. При шлифовании гал-
155
тели на глубину 0,2 и 0,4 мм при нешлифованной осталь-
ной рабочей части (рис. 78, г) предел выносливости высо-
кий, поломки происходили по месту перехода шлифо-
ванной части к нешлифованной.
Из данных табл. 23 видно, что во всех случаях образцы,
шлифованные после окончательной термической обра-
ботки, имеют более высокий предел выносливости по
сравнению с образцами, шлифованными после цемента-
ции. Это показывает, что нагрев образцов для закалки
ухудшает их поверхность и приводит к снижению уста-
лостной прочности (несмотря на то, что закалка произ-
водилась с нагревом в соляной ванне).
Ввиду того, что данные табл. 23 относятся к образцам
с разной глубиной цементованного слоя (1,6 и 1,25 мм),
а следовательно, на предел выносливости могло влиять
не только качество- поверхности, но и глубина слоя,
дополнительно были изготовлены и испытаны на уста-
лость три партии образцов. Первую партию делали в окон-
чательный размер и шлифованию не подвергали (см.
рис. 78, а), вторую и третью партии изготовляли с при-
пуском на шлифование 0,2 мм (рис. 78, б), при этом вто-
рую партию шлифовали после цементации, а третью—
после окончательной термической обработки. Все образцы
цементовали и термически обрабатывали в одинаковых
условиях по одному и тому же режиму. В результате
испытания образцов получен предел выносливости для
первой партии — 68,3 кгс/мм2, для второй партии
82,8 кгс/мм2 и для третьей партии —91,2 кгс/мм2. Таким
образом, все приведенные данные показывают, что шли-
фование цементованной и термически обработанной стали
по режимам, не вызывающим прижогов, повышает пре-
дел выносливости.
Для определения влияния местного уменьшения тол-
щины цементованного слоя на предел выносливости были
изготовлены консольные образцы по эскизу рис. 78, г
с припуском на шлифование у галтели от 0,2 до 1,1 мм.
Шлифование производили после термической обработки.
На рис. 79 приведены результаты испытания образцов
на усталость при глубине слоя цементации 1,5 и 1,65 мм.
Диаметр образцов 8 мм. Рабочую часть шлифовали на
0,2 мм, а уменьшение толщина слоя отсчитывали от этой
шлифованной поверхности.
Как видно из рис. 79, при глубине слоя 1,5 мм местное
уменьшение толщины слоя приводит сначала к незначи-
156
Рис. 79. Зависимость предела
выносливости от величины
местного уменьшения глу-
бины цементованного слоя
тельному снижению
предела выносливости,
а затем к более резкому,
особенно при уменьше-
нии глубины слоя более
0,6 мм. В образцах с
глубиной слоя 1,65 мм
при местном уменьше-
нии толщины на 0,3 мм
предел выносливости
увеличивается, а при
дальнейшем уменьше-
нии толщины — уменьшается. Увеличение предела выносли-
вости в данном случае связано с уменьшением соотношения
между площадью сечения цементованного слоя и сердце-
вины, а также с удалением наружных зон с меньшими
значениями сжимающих напряжений. Таким образом,
при шлифовании без прижогов небольшие местные умень-
шения толщины цементованного слоя (до 0,2—0,3 мм)
при глубине слоя 1,5—1,65 мм на предел выносливости
значительного влияния не оказали.
Режимы шлифования, которые применяли при испы-
тании образцов на усталость в лабораторных условиях,
невозможно применить при шлифовании зубчатых колес
в цеховых условиях. При шлифовании цементованных
зубчатых колес в производственных условиях всегда про-
исходит разогрев и отпуск поверхностной корочки цемен-
тованного слоя. Это приводит к уменьшению сжимающих
и появлению растягивающих напряжений в поверхностной
зоне и к снижению усталостной прочности.
По данным работы [84] цементованные зубчатые
колеса из сталей 12Х2Н4А и ЭИ712 с модулем т = 2,5
с предварительно подрезанной и нешлифованной впадиной
имеют в 2 раза более высокую долговечность и на 10—15%
более высокую прочность при изгибе, чем зубчатые колеса
со шлифованной переходной кривой. Объясняется это тем,
что при шлифовании вместо сжимающих напряжений,-
которые у основания зуба составляли 30 —40 кгс/мм2,
появились растягивающие напряжения 10—15 кгс/мм2.
157
В работе [69] было показано, что при шлифовании по
всему профилю зуба цементованных и закаленных зубчатых
колес среднего модуля при обычных производствен-
ных режимах по сравнению с колесами, шевингованными
до закалки, снижается предел выносливости при изгибе
в 1,5—2,0 раза, а усталостная прочность в 3—5 раз.
Автор работы [69] объясняет это тем, что при шлифовании
удаляется тонкий слой металла с наибольшими сжимаю-
щими остаточными напряжениями, а также возникнове-
нием в поверхностном слое растягивающих напряжений,
образованием прижогов и неравномерностью расположе-
ния цементованного слоя по профилю после шлифования.
На рис. 80 приведены результаты исследования влия-
ния режима шлифования на распределение внутренних
напряжений по глубине цементованного слоя. Кривая 1
соответствует нешлифованным образцам. На глубине до
0,5 мм имеем сжимающие напряжения, равные 20 кгс/мм2,
которые затем увеличиваются, достигают максимального
значения на глубине 1,1 мм, а потом снова уменьшаются.
Кривые 2, 3 и 4 соответствуют режимам шлифования на
глубину 0,3 мм за семь, четыре, два прохода.
Шлифование по 2-му режиму (за семь проходов) про-
изводили с обильным охлаждением эмульсией, а по 3-му
и 4-му (за четыре и два прохода) без охлаждения. При
шлифовании по режимам 2, 3 и 4 на поверхности появ-
ляются растягивающие напряжения, причем при шлифо-
вании по наиболее тонкому режиму (кривая 2) растягиваю-
Рис. 80. Распределение
внутренних напряжений
по глубине слоя в зависи-
мости от режима шли-
фования
158
Рис. 81. Усталостные
кривые зубчатых колес:
1 — нешлифованных; 2 —
шлифованных по всей боко-
вой стороне зубьев до осно-
вания; 3 — при удалении
границы шлифованной и не-
шлифованной части зуба от
осиоваиия к гребню
щие напряжения составляют 6 кгс/мм2, при шлифовании
по более жесткому режиму (кривая 4) растягивающие на-
пряжения достигают 40,5 кгс/мм2. По мере удаления от
поверхности растягивающие напряжения уменьшаются
и переходят в сжимающие. В образцах, шлифованных по
наиболее жесткому режиму (кривая 4), сжимающие напря-
жения получаются наименьшими. Появление растягиваю-
щих напряжений при шлифовании зубчатых колес при-
водит к снижению их усталостной прочности.
Испытание большого числа зубчатых колес из стали
20Х2Н4А с модулем зуба т — 9 показало, что предел вы-
носливости в результате шлифования по применяемым
на заводах режимам понижается на 11—45%. На рис. 81
приведены усталостные кривые шлифованных и нешлифо-
ванных зубчатых колес. Припуск на шлифование 0,2—
0,4 мм. Предел выносливости нешлифованного зубчатого
колеса составлял 20 тс/зуб (кривая У), а после шлифования
по всей боковой стороне зубьев до основания он снизился
до 12 тс/зуб. Поломка зубьев начинается у корня (в наи-
более напряженном участке). При удалении границы шли-
фованной и нешлифованной части поверхности зубьев от
основания к вершине, т. е. при перенесении ее в менее
напряженную зону, предел выносливости повысился до
15 тс/зуб (кривая 5), но по сравнению с нешлифованными
зубьями он оказался ниже.
Причиной столь резкого снижения усталостной проч-
ности зубчатых колес являются разогрев и отпуск поверх-
159
костной зоны цементованного слоя при шлифовании. В ре-
зультате отпуска уменьшаются сжимающие напряжения
в цементованном слое и появляются растягивающие на-
пряжения. При очень грубых режимах шлифования мо- .
гут образоваться зоны с местной закалкой, которые еще
больше понижают усталостную прочность.
На появление прижогов при шлифовании влияет также
деформация зубчатых колес при цементации и при терми-
ческой обработке. При исследовании сломавшихся в экс-
плуатации зубчатых колес было установлено, что у ос- ,
нования зуба глубина цементованного слоя меньше, чем i
на боковой рабочей поверхности. Если на боковой поверх-
ности сошлифован слой на 0,2—0,3 мм, то у основания ’
зуба толщина сошлифованного слоя иногда достигала
0,5—0,6 мм. Объясняется это тем, что при термической =
обработке толщина зуба увеличивается. У вершины зуба
увеличение толщины незначительное, а у основания оно
большое [64]. Если при нарезании зубьев эта деформация
не учитывается, то фактический припуск на шлифование
у основания зубьев оказывается больше, чем предусмр- ’
трено технологией. Поэтому при шлифовании за одно и <
то же число проходов у основания зуба снимается больший <
слой, чем на боковой поверхности, т. е. основание зуба I
шлифуется при более жестком режиме, чем боковая по- 1
верхность. Это является одной из причин понижения уста- 1
лостной прочности зубчатых колес. 1
Некоторые исследователи считают, что при шлифова- .
нии зубьев с поверхности удаляется слой с максимальными *
сжимающими напряжениями, что снижает предел выносли- |
вости. Однако, как уже было указано ранее, не всегда I
сжимающие напряжения на поверхности имеют максималь- |
ное значение. Распределение внутренних напряжений в це- 1
ментованном слое зависит от многих факторов, которые |
не всегда можно учесть. К ним относятся: глубина слоя, 1
присутствие карбидов в поверхностной зоне, связывающих 1
углерод и карбидообразующие элементы, присутствие 1
остаточного аустенита, обезуглероживание, неравномер- j
ность охлаждения наружных и внутренних зон детали 1
и др. В большинстве случаев величина сжимающих на- J
пряжений на поверхности оказывается меньше, чем в зо- ..
нах, расположенных на глубине. Поэтому удаление 0,2— 4
0,3 мм слоя не отразится на величине усталостной проч- 1
ности. Кроме того, при шлифовании повышается чистота |
поверхности, что также оказывает положительное влияние |
160 1
на предел выносливости.
Главной причиной сни-
жения усталостной
прочности при шлифо-
вании являются при-
-Таблица 24
Предел выносливости зубчатых колес
из стали 20X2 Н4А при разной толщине
сошлифованного слоя
у основания зубьев
Условный номер зубча- ' того колеса Толщина со- шлифованно- го слоя, мм тс/зуб
1 0,39 15,5
2 0,18 18,0
3 0,13 23,5
жоти, вызывающие от-
пуск поверхностного
слоя.
Для уменьшения
вредных последствий
шлифования необходимо
уменьшить фактический
припуск на шлифова-
ние. Для этого нужно
изменить исходный про-
филь зубьев до цементации таким образом, чтобы учесть
утолщение зубьев у основания при термической обработке,
т. е. делать зубья у основания более тонкими. Можно
также у основания зубьев в исходном состоянии делать
выемку [84]. При шлифовании зубьев после термичес-
кой обработки основание совсем не шлифуют или же
сошлифовывают очень тонкий слой.
Как видно из табл. 24, при уменьшении толщины со-
шлифованного слоя у основания зубьев от 0,39 до 0,13 мм
предел выносливости увеличивается от 15,5 до 23,5 те/зуб.
На предел выносливости зубчатых колес влияет не
только толщина сошлифованного слоя, Но и режим шли-
фования. Зубчатые колеса, прошедшие цементацию и тер-
мическую обработку в одинаковых условиях, были про-
шлифованы на одинаковую глубину, но одно за Двенад-
цать проходов, а другое —за пять проходов. Первое имело
предел выносливости 28 тс/зуб, а второе — 20 тс/зуб?
Более высокая усталостная прочность получается и
в том случае, когда граница шлифованной и нешлифован-
ной части зуба удаляется от наиболее напряженной зоны
(у основания зуба) в менее напряженную (см. рис. 81,
кривая 3).
Выводы, 1. При повышении Содержания углерода
в цементованной стали прочность и твердость сердцевины
непрерывно увеличивается, прочность же цементованной
стали в целом сначала увеличивается, достигает макси-
мального значения, а затем снижается. В встали 20Х2Н4А'
максимальная прочность получаемся при содержании
0,20—0,24% С.
И В. С. Сагарэдзе
1&1
- 2. Для более полного использования положительного
влияния сжимающих напряжений в цементованном слое
на общую прочность деталей отношение глубины слоя к ра-.
диусу образца или к половине толщины зуба не должно
превышать 0,2—0,3.
3. Оптимальной концентрацией углерода в поверх-
ностной зоне цементованного слоя является 0,8—0,9%.
Если режим цементации и последующей термической об-
работки позволяют получить избыточные карбиды в виде
глобулей (а не сетки), то с целью повышения износостой-
кости содержание углерода в поверхностной зоне можно
повысить до 1,3%.
4. Применение триэтаноламина вместо бензола и га-
зовая цементация с добавками аммиака при осуществлении
процесса по оптимальному режиму немного ускоряет диф-
фузионный процесс и повышает прочность образцов и
деталей.
5. Для уменьшения деформации при охлаждении от
температуры цементации деталей из стали 20Х2Н4А можно
рекомендовать ступенчатое охлаждение с изотермической
выдержкой при 450° С. Ускоренное охлаждение до 450° С
предотвращает также выделение карбидной сетки.
6. Уменьшение количества остаточного аустенита в це-
ментованном слое сталей типа 20Х2Н4А и 18Х2Н4МА
достигается применением-высокого .отпуска после цемен-
тации. Для менее легированных сталей типа 20ХНЗА и
других высокий отпуск эффекта не дает,
7. Обработка холодом сталей, содержащих в цементо-
ванном слое остаточный аустенит, повышает твердость и
износостойкость. Ударная вязкость, а в некоторых. слу-
чаях и прочность, понижаются. В стали 20Х2Н4А, не-
смотря на резкое повышение твердости при обработке хо-
лодом, износостойкость может оказаться ниже, чем после
обычной обработки с применением высокого отпуска после
цементации.
г ,8.-Обезуглероживание цементованного слоя уменьшает
сжимающие напряжения в поверхностной зоне, что ведет
к,снижению усталостной прочности цементованной стали.
; : 9, Существующий режим термической обработки цемен-
тованной стали 20Х2Н4А обеспечивает получение высоких
механических свойств. Перспективным является режим
двойной закалки (закалка с цементационного нагрева Д’
Д- закалка с повторного нагрева). При обработке по дан-
ному режиму получается наиболее высокий предел вы-
W .. :
носливости и стойкость против образования питтингов,
а также значительно уменьшается трудоемкость обработки
(отпадает необходимость в нормализации и высоком от-
пуске).
10. Значительное повышение усталостной прочности це-
ментованных деталей достигается поверхностным накле-
пом.
11. При шлифовании цементованных деталей по ре-
жимам, принятым на заводах, особенно когда детали имеют
повышенную деформацию, понижается их усталостная
прочность. Уменьшить вредные последствия шлифования
можно уменьшением деформации и припусков на шли-
фование.
11*
Г лава 4
ДЕФЕКТЫ И КОНТРОЛЬ
ЦЕМЕНТОВАННЫХ ДЕТАЛЕЙ
В процессе производства цементованных деталей встре-
чается ряд дефектов, приводящих к снижению качества
деталей и к появлению брака. Происхождение этих де-
фектов может быть связано с качеством исходного металла,
они могут образоваться в процессе горячей механической
обработки, в процессе цементации и при последующей
термической обработке цементованных деталей. Выясне-
ние причин образования указанных дефектов, разработка
мероприятий, предотвращающих их появление, и раз-
работка методики контроля качества деталей, обеспечи-
вающей предотвращение попадания дефектных деталей
в производство, представляет большой практический ин-
терес, так как является очень важным фактором в сни-
жении брака и в повышении долговечности деталей машин.
1. Дефекты исходного металла
В заводской практике иногда приходится обнаруживать
в уже готовых деталях или в процессе их изготовления
различные дефекты исходного металла, несмотря на то,
что сталь по всем показателям плавочного контроля удов-
летворяла установленным требованиям. Наиболее часто
встречающимся дефектом исходного металла являются
\У мелкие трещины (волосовины) на поверхности деталей,
обнаруживаемые при механической обработке или при
шлифовании. Как показали исследования, указанные
трещины представляют собой раскатанные местные скоп-
ления шлаковых или других неметаллических включений.
К дефектам исходного металла могут быть отнесены
/ флокены, остатки усадочной рыхлости, поверхностные
волосовины. Однако на машиностроительных заводах
эти дефекты встречаются редко, так как сталь с указанны-
164
ми дефектами отбраковывается на металлургических за-
водах в процессе плавочного контроля.
Одним из дефектов исходного металла, встречающимся
главным образом в углеродистых сталях, является анор-
мальность структуры. В цементованном слое с нормальной
структурой заэвтектоидная зона состоит из перлита и це- /
ментитной сетки (рис. 82, а). В стали с анормальной струк-^
турой цементит присутствует в виде грубой сетки или обо-
собленных крупных включений, отделенных от перлита
структурно свободным ферритом. Перлит имеет крупно- ,
пластинчатое строение (рис. 82, б). С увеличением степени
анормальности цементитные выделения становятся более
крупными, количество свободного феррита увеличивается,
а количество перлита уменьшается (рис. 82, в). Перлит
может исчезнуть полностью и структура будет состоять
только из крупных включений цементита, залегающих
в ферритной основе (рис. 82, а). При нагреве под закалку
крупные карбиды трудно растворяются, а поэтому в местах
их залегания концентрация углерода в аустените сни-
жается, что приводит к ухудшению закаливаемости. Яв-
ление анормальности присуще не только цементуемым
сталям, но и сталям с высоким содержанием углерода,
но свободных от примесей.
По вопросу причин образования анормальной струк-
туры существуют различные мнения. Некоторые иссле-
дователи связывают это с присутствием в стали повышен-
ного количества кислорода и с поглощением его сталью
в процессе длительного нагрева в окислительной атмо-
сфере или при цементации в кислородсодержащем карбю-
ризаторе [13, 42, 49]. Однако согласно работе [104],
анормальные структуры были получены в высокоугле-
родистых сталях с очень низким содержанием кислорода,
выплавленных в глубоком вакууме. Э. Гудремон считает,
что основной причиной образования анормальной струк-
туры является большая скорость диффузии углерода
в железе, а кислородные фазы служат зародышами кар-
бидных выделений и тем самым дополнительно способ-
ствуют получению анормальной структуры [20].
В. С. Меськин связывает образование анормальной струк-
туры с энергетическим состоянием зерен и их граничных
слоев [48]. Он полагает, что поверхностно активные ве-
щества (например SiO в случае раскисления кремнием
после предварительного раскисления.другими элементами),
уменьшая поверхностную энергию граничного слоя зерен,
1047 165
уменьшают и степень обогащения его элементами, в том
числе и углеродом. Поэтому цементит будет выделяться
не по границам зерен, а внутри зерен более или менее
равномерно. Этот цементит будет легко коагулировать и
способствовать коагуляции цементита перлита.
В ряде работ образование анормальной структуры
рассматривается с позиций общей теории фазовых пре-
166
вращений. В работе [67], например, появление анормаль-
ной структуры связывается с соотношением скоростей
образования свободного феррита, цементита и феррито-I
карбидной смеси при температурах, близких к эвтектоид-
ной линии. В этом интервале температур скорости обра-1
зования феррито-карбидной смеси меньше скорости обра-
зования феррита и цементита, как самостоятельных фаз.
Поэтому при достаточно медленном охлаждении заэвтек-
тоидных сталей при температурах немного ниже эзтек-
тоидной линии должно происходить образование не фер-
рито-карбидной смеси, а феррита и карбидов в виде само-
стоятельных фаз. Если скорость охлаждения недоста-
точно медленная, то аустенит переохлаждается до более
низких температур и распадается на феррито-карбидную
смесь, так как при более низких температурах скорость
образования феррито-карбидной смеси больше, чем ско-
рость образования свободных феррита и цементита.
Авторы работы [67 ] считают, что анормальная струк-
тура может образоваться в любой заэвтектоидной стали,
если обеспечить достаточно медленное охлаждение от
высоких температур. Поэтому при определении склонности
стали к получению анормальной структуры необходимо
учитывать не только характер структуры, но и условия,
при которых она образовалась. Регулируя условиями ох-
лаждения, анормальную структуру можно получить
в стали, менее склонной к анормальности и, наоборот, —
не иметь ее в стали, склонной к анормальности.
Если к моменту перехода через эвтектоидную линию
в структуре заэвтектоидной стали будут присутствовать !
избыточные карбиды, то они будут ускорять процесс об-
разования свободного феррита. Объясняется это тем, что
карбиды оказывают зародышевое действие на выделения
феррита, а также тем, что около карбидов аустенит обед-
нен углеродом, что облегчает образование феррита. Рас-
творенный кислород уменьшает предел растворимости
карбидов в аустените, благодаря чему ускоряется процесс
выделения карбидов из аустенита при медленном охла-
ждении. .
Аналогичное объяснение условий образования анор-
мальной структуры дано в работах [33, 50, 102]. В ра-
боте [102] показано, что добавки марганца, кремния,
алюминия и мышьяка препятствуют появлению анормаль-
ной структуры в железоуглеродистых сплавах, а кисло-
род, фосфор и медь способствуют образованию анормаль-
167
Рис. 82. Нормальная (а) и анормальные (б, в, г) структуры
цементованной углеродистой стали
уменьшают и степень обогащения его элементами, в том
числе и углеродом. Поэтому цементит будет выделяться
не по границам зерен, а внутри зерен более или менее
равномерно. Этот цементит будет легко коагулировать и
способствовать коагуляции цементита перлита.
В ряде работ образование анормальной структуры
рассматривается с позиций общей теории фазовых пре-
166
вращений. В работе [67], например, появление анормаль-
ной структуры связывается с соотношением скоростей
образования свободного феррита, цементита и феррито- <
карбидной смеси при температурах, близких к эвтектоид- •'
ной линии. В этом интервале температур скорости обра-
зования феррито-карбидной смеси меньше скорости обра-
зования феррита и цементита, как самостоятельных фаз.
11оэтому при достаточно медленном охлаждении заэвтек-.
гоидных сталей при температурах немного ниже эвтек-
тоидной линии должно происходить образование не фер-
рито-карбидной смеси, а феррита и карбидов в виде само-
стоятельных фаз. Если скорость охлаждения недоста-
точно медленная, то аустенит переохлаждается до более
низких температур и распадается на феррито-карбидную
смесь, так как при более низких температурах скорость
образования феррито-карбидной смеси больше, чем ско-
рость образования свободных феррита и цементита.
Авторы работы [67 ] считают, что анормальная струк-
тура может образоваться в любой заэвтектоидной стали,
если обеспечить достаточно медленное охлаждение от
высоких температур. Поэтому при определении склонности
стали к получению анормальной структуры необходимо
учитывать не только характер структуры, но и условия,
при которых она образовалась. Регулируя условиями ох-
лаждения, анормальную структуру можно получить
в стали, менее склонной к анормальности и, наоборот, —
не иметь ее в стали, склонной к анормальности.
Если к моменту перехода через эвтектоидную линию
в структуре заэвтектоидной стали будут присутствовать
избыточные карбиды, то они будут ускорять процесс об-
разования свободного феррита. Объясняется это тем, что
карбиды оказывают зародышевое действие на выделения
феррита, а также тем, что около карбидов аустенит обед-
нен углеродом, что облегчает образование феррита. Рас-
творенный кислород уменьшает предел растворимости
карбидов в аустените, благодаря чему ускоряется процесс
выделения карбидов из аустенита при медленном охла-
ждении.
Аналогичное объяснение условий образования анор-
мальной структуры дано в работах [33, 50, 102]. В ра-
боте [102] показано, что добавки марганца, кремния,
алюминия и мышьяка препятствуют появлению анормаль-
ной структуры в железоуглеродистых сплавах, а кисло-
род, фосфор и медь способствуют образованию анормаль-
167
ной структуры. По данным работы [33] молибден, вольф-
рам, кислород и бор, значительно расширяющие времен-
ной интервал между началом кристаллизации структурно
свободного феррита и перлита, повышают склонность ста-
лей к образованию анормальной структуры, а марганец
и хром препятствуют.
। Таким образом, анализируя данные различных иссле-
дователей, можно сказать, что анормальная структура
>' образуется при достаточно медленном охлаждении высо-
коуглеродистой или цементованной низкоуглеродистой
i стали от высоких температур при переходе через эвтек-
I тоидную линию. Присутствие в стали элементов, ускоряю-
щих образование и рост структурно свободного феррита и
уменьшающих скорость образования перлита, а также
предварительное выделение заэвтектоидного цементита —
способствуют получению анормальной структуры. В связи
с этим становится понятным влияние кислорода на обра-
зование анормальной структуры. Аналогично кислороду
действуют вольфрам, молибден, бор.
Приведенные на рис. 82 микроструктуры получены
в сталях, химический состав которых представлен
в табл. 25. Образцы цементовали в твердом карбюри-
заторе при 930° С на глубину 1,6—1,7 мм. Охлаждение
после цементации производили по трем режимам: 1) на
воздухе с ящиком; 2) с печью до 700° С, выдержка 2 ч,
а затем на воздухе с ящиком; 3) с печью до 700° С, выдерж-
ка 5 ч, а затем на воздухе с ящиком. Структура стали
плавки 1 была нормальной при всех режимах охлаждения.
Структура на рис. 82, а соответствует охлаждению с вы-
держкой при 700° С в течение 5 ч. В плавке 2 уже при охла-
Таблица 25
Химический состав плавок
с нормальной и анормальной структурой
в цементованном слое
Условный номер плав- ки Содержание элементов, % Н2. см3/100 г
С Мп Si S Р о, n2
1 0,10 0,38 0,27 0,042 0,014 0,0028 0,0044 1,63
2 0,08 0,10 Следы 0,040 0,016 0,0530 — 9,20
168
ждении с ящиком на воздухе получена анормальная
структура, после выдержки 2 ч при 700° С степень анор-
мальности увеличилась, а после выдержки 5 ч структура
состоит только из структурно свободных феррита и це-
ментита без перлита.
Эти данные свидетельствуют о значительном влиянии
природы и состава стали на ее структуру. При повышенном
содержании кислорода и низком содержании марганца
и кремния сталь склонна к анормальной структуре даже
при относительно ускоренном охлаждении после цемен-
тации (плавка 2).
Некоторые исследователи при объяснении причины
получения анормальной структуры преувеличивают роль
кислорода, поглощаемого при цементации [43, 49]. По
данным О. К. Котова при цементации кислород диффун-
дирует на глубину более 1,2 мм, т. е. почти на всю науг-
лероженную зону, а содержание его в поверхностной зоне
увеличивается в 30 раз [42]. Эти данные не были под-
тверждены работой А. П. Шитова, в которой применялась
иная методика, исключающая окисление стали при взя-
тии стружки для определения содержания кислорода [96].,
Были проведены опыты по определению содержания
кислорода в цементованном слое по методике, применен-
ной в работе [96]. Образцы из стали 10 диаметром 6 мм
цементовали при 930° С в течение 20 ч в твердом карбю-
ризаторе в двух ящиках, причем в один ящик к карбю-
ризатору добавляли 10% окалины. После цементации
ящики с образцами охлаждали на воздухе. У образцов,
которые цементовали в карбюризаторе без окалины, глу-
бина слоя составляла 1,7 мм, а у образцов, цементовав-
шихся с добавкой окалины, — 1,45 мм. Содержание
кислорода определяли методом вакуумного плавления
при температуре 1600° С в вакууме 10"4 мм рт. ст. на
образцах с исходным диаметром 6 мм и на образцах, ко-
торые после цементации шлифовали до диаметров 5,8,
5,6 и 5,4 мм. Полученные результаты показаны на рис. 83.
При цементации в нормальном твердом карбюризаторе
количество кислорода увеличилось только в поверхностном
слое на глубине до 0,1 мм (среднее в наружном слое тол-
щиной 0,1 мм). На глубине свыше 0,1 мм содержание кис-
лорода не превышало количества его в исходном состоя-
нии (до цементации). При цементации в карбюризаторе
с добавкой окалины повышенное количество кислорода
получено на глубине до 0,2 мм, а на большей глубине оно
169
Рис. 83. Содержание кислорода в
поверхностной зоне цементованного
слоя:
1 — цементация в твердом карбюриза-
торе; 2 — цементация в твердом карбю-
ризаторе с добавкой окалины
равно содержанию в исход-
ном образце.
Таким образом, при нор-
мальном ведении цементации
в твердом карбюризаторе
кислород проникает на глу-
бину не более 0,1 мм, а зона
с анормальной структурой
при тех же условиях цемен-
тации залегает на глубине
до 0,7 мм, а иногда и глуб-
же, в зависимости от усло-
вий охлаждения от темпера-
туры цементации. Значит,
основной причиной получе-
ния анормальной структуры
является не поглощение кис-
лорода в процессе цементации, а исходный состав стали
(в том числе и содержание кислорода) и условия охлаж-
дения от температуры цементации.
В работе [55] приведены данные о растворимости кис-
лорода в железе. При температуре 700—850° С в а-железе
может раствориться до 0,0006% кислорода (по массе),
в у-железе при 1345° С растворимость кислорода дости-
гает 0,003%, а в чистом у-железе она должна быть меньше
0,001% (по.массе). По данным работы О. К- Котова сле-
дует, что если концентрация кислорода в поверхностной
зоне цементованного слоя составляет 0,20—0,30%, т. е.
значительно превышает растворимость его в железе, то он
должен присутствовать в структуре в виде окислов [42].
Однако сам О. К- Котов в своих исследованиях ни рентге-
нографическим, ни электронно-микроскопическим мето-
дами не выявил какой-либо особой структуры или хими-
ческих соединений кислорода.
Стали, у которых после цементации получилась анор-
мальная структура, в процессе закалки следует нагре-
вать до более высокой температуры, давать более длитель-
ные выдержки и более резко охлаждать.
170
2. Дефекты, образовавшиеся в процессе
горячей механической обработки
В процессе ковки и штамповки цементуемых сталей
могут возникать трещины, зажимы, рванины, нарушение
правильности расположения волокна, при нагреве может
получиться перегрев и пережог. Такие дефекты, как по-
верхностные трещины, зажимы, рванины обнаруживаются
при наружном осмотре поковок и штампованных заго-
товок или в процессе механической обработки. Детали
с такими дефектами отбраковываются.
Характер расположения волокна устанавливается при
отработке технологии — волокно должно быть располо-
жено так, чтобы возникающие максимальные напряжения
при эксплуатации детали действовали на разрыв волокна,
а не на его расщепление. Механические свойства стали
в поперечном к волокну направлении всегда меньше,
чем в продольном направлении, а при неправильном рас-
положении волокон в детали прочность ее снижается.
При установившейся технологии ковки и штамповки пра-
вильность расположения волокна не нарушается, а по-
этому поломки деталей по этой причине происходят редко.
Пережог стали получается при нагреве до высоких
температур в окислительной атмосфере. Обычно он бы-
вает местным или поверхностным. В процессе горячей
механической обработки в местах пережога образуются
рванины.
Перегрев стали может получиться при нагреве для го-
рячей механической обработки, а также при высоких
температурах нагрева при различных операциях терми-
ческой обработки. Перегдетую сталь легко обнаружить по
крупнозернистому излому. У сталей большинства марок’
перегрев легко исправляется обычными операциями тер-
мической обработки (отжигом с фазовой перекристалли-
зацией, закалкой). Однако многие легированные стали
при нагреве до высоких температур приобретают устой-
чивый перегрев, характеризуемый появлением в изломе
нафталинистого и камневидного строения, которое сохра-
няется и после обычных операций термической обра-
ботки.
Нафталинистый излом имеет хрупкое транскристалли-
ческоё строение и состоит из более или менее крупных фа-
сеток с селективным блеском. Такой вид излома является
результатом внутриз'ернистой текстуры — в объеме быв-
171
vj шего аустенитного зерна имеется большое количество мел-
ких кристалликов с одинаковой ориентацией, которые при
И разрушении ведут себя как единое зерно.
Камневидный излом представляет собой хрупкий круп-
' V нозернистый межкристаллический излом, получающийся
при поломке образцов как непосредственно после охла-
I' \ ждения от высоких температур, так и после последующих
обычных операций термической обработки.
pi О причине возникновения камневидного излома су-
v ществуют две точки зрения. Одни считают, что при нагреве
,! --м у I до высоких температур в аустените растворяются суль-
X," фиды и другие неметаллические фазы, которые при охла-
' 1 ждении вследствие уменьшения растворимости выделяются
по гранйцам зерен аустенита в виде тонкой оболочки [20,
78]. Эта оболочка сохраняется при последующих не слиш-
I ком высоких температурах нагрева для термической об-
ь. работки. При испытании на излом разрушение происходит
в местах залегания этой оболочки, т. е. по границам объ-
емов, соответствующих исходным зернам аустенита.
Согласно мнению В. И. Архарова, появление камне-
видного излома связано с внутренней адсорбцией горо-
фильных элементов в поверхностных слоях зерен аусте-
нита [1 ]. Некоторые примеси, способные понижать по-
; верхностную энергию зерен аустенита, скапливаются у по-
1 верхности этих зерен до предела растворимости. Так
как при повышении температуры растворимость примесей
увеличивается, то при температуре перегрева концентра-
ция их в поверхностных слоях зерен аустенита значи-
тельно превышает их растворимость при низких темпера-
турах. При достаточно быстром охлаждении примеси не
успевают продиффундировать в глубь зерен, благодаря
чему поверхностные слои аустенитных зерен оказываются
• пересыщенными этими примесями, что ведет к выделению
их из раствора в виде мелкодисперсных кристалликов ин-
терметаллического вещества.
;!s Таким образом, по границам исходных аустенитных
J- зерен образуется тонкий слой повышенной хрупкости.
Этот слой очень устойчивый и при нагреве для обычных
операций термической обработки не разрушается, хотя
| внутри этих хрупких оболочек, т. е. в объеме бывших
.] ! аустенитных зерен, структура может изменяться. Лишь
при нагреве до высоких температур, близких к темпера-
турам перегрева, эти хрупкие оболочки могут рассо-
•саться и камневидный излом ликвидируется.
172
Согласно работе [79 ] следует различать два типа кам-
невидного излома: устойчивый камневидный излом пер-
вого типа, связанный с выделением примесей по границам
зерен аустенита в процессе перегрева, и камневидный из-
лом второго типа, связанный с внутризеренной текстурой
перегрева и выделением примесей при отпуске в интервале
развития отпускной хрупкости (карбидов, нитридов, фос-
фидов) .
Камневидный излом первого типа можно ликвидиро-
вать только гомогенизацией при высоких температурах и
длительных выдержках. Для исправления перегретой
стали с камневидным изломом второго типа достаточен
нагрев выше температуры рекристаллизации аустенита,
наклепанного при фазовых превращениях в процессе
нагрева. Применительно к цементуемым сталям камне-
видный излом второго типа практического значения не
имеет, так как цементованная сталь после закалки про-
ходит только низкий отпуск, а поэтому отпускная хруп-
кость в ней не развивается. Поэтому в дальнейшем мы
будем иметь в виду камневидный излом первого типа,
встречающийся в окончательно термически обработанной
цементованной стали.
Нафталинистый излом, если он не сопровождается
появлением хрупких оболочек по границам зерен, можно
исправить легко — путем нагрева до 1000—1100° С выше
температуры начала рекристаллизации аустенита. Од-
нако в некоторых случаях нафталинистый излом перехо-
дит в камневидный. Например, после охлаждения от вы-
соких температур, вызвавших перегрев, образуется наф-
талинистый излом, а после термической обработки (на-
пример, после улучшения) — камневидный.
Возникновение нафталинистого или камневидного из-
лома в перегретой стали зависит также от условий испыта-
ния. По данным В. И. Головко при испытании предвари-
тельно перегретая при 1300—1350° С сталь при 250° С
имеет камневидный излом, а при испытании при комнат-
ной температуре — нафталинистый [17].
Нафталинистый излом может перейти в камневидный
только в том случае, когда в перегретой стали не только
сохранилась текстура в пределах бывших зерен аустенита,
но образовалась на границах зерен хрупкая оболочка —
необходимое условие камневидного излома. Если проч-
ность границ зерен больше, чем прочность конгломерата
текстурованных зерен, то образуется нафталинистый из-
173
Для установления условий исправления излома пере-
гретые образцы от обеих плавок нагревали до разных тем-
ператур от 900 до 1150° С и выдерживали при этих темпе-
ратурах 2 ч, а затем охлаждали на воздухе. В стали
плавки 1 перегретое состояние почти устранялось
при нагреве до 1050° С — сохранялись лишь неболь-
шие следы камневидности. В стали плавки 2 пере-
грев сохранялся даже при нагреве до 1150° С — кам-
невидное строение не устранялось. Таким образом,
сталь плавки 1 характеризуется более крупным зер-
ном, но более легкой исправимостью перегретой струк-
туры. В стали плавки 2 зерно более мелкое, но перегрев
очень устойчивый.
Образцы от обеих плавок подвергали нагреву до 1000° С
и ковке с уковом 2—2,5. В плавке 1 сохранились лишь не-
значительные следы перегрева в виде отдельных мелких
матовых пятен в изломе. В стали плавки 2 зерно стало
более мелким, но перегретое состояние сохранилось по
всему образцу.
Для изучения влияния цементации и последующей
термической обработки на структуру цементованного
слоя и сердцевины перегретые образцы от обеих плавок
подвергали цементации в твердом карбюризаторе при
910° С. Образцы после цементации охлаждали медленно,
чтобы создать условия для образования карбидной сетки,
характеризующей величину бывших зерен аустенита.
Цементованные образцы проходили двойной высокий
отпуск при 620° С, закалку от 810° С и отпуск при 180° С.
Для получения сравнительных данных вместе с перегре-
тыми образцами цементации и последующей термической
обработке подвергали образцы от тех же плавок, но без
предварительного перегрева.
После цементации и термической обработки образцы
проверяли на излом и подвергали макро- и микроиссле-
дованию. В обеих плавках камневидность в изломе сохра-
нялась как после цементации и высокого отпуска, так и
после последующей закалки и низкого отпуска. Наибо-
лее четко камневидное строение обнаруживалось в ядре
в виде выступающих крупных кристаллов. Излом цемен-
тованного слоя ровный, без резко выраженного рельефа.
Лишь в отдельных местах была заметна поверхность
камневидных кристаллов. На глубине до 0,2—0,3 мм
от края излома выделялась тонкая каемка с блестящим
кристаллическим строением.
176
Для выявления макроструктуры производили травле-
ние перегретых образцов в царской водке. Образцы непо-
средственно после перегрева в макроструктуре имеют
четко выраженные светлые и темные площадки с селектив-
ным блеском. Эти площадки по размерам и форме соот-
ветствуют исходным зернам аустенита, получившимся при
перегреве. В стали плавки 1, имевшей крупное нафтали-
пистое и камневидное строение в изломе, зерна очень круп-
ные — средняя площадь их поперечного сечения состав-
ляет 12 мм2 (рис. 86, а), а в плавке 2 она равна 2 мм2
(рис. 86, б). После цементации и термической обработки
крупнозернистое строение в макроструктуре сохраня-
лось, но площадки с селективным блеском как в ядре, так и
в цементованном слое стали менее четкими и более мелкими
(рис. 86, в, г).
При исследовании микроструктуры цементованного
слоя обращали внимание главным образом на величину
карбидной сетки. На рис. 87 приведены микроструктуры
наружной зоны цементованного слоя после высокого от-
пуска. В стали, не подвергавшейся предварительному пе-
регреву, карбидная сетка очень мелкая и равномерная,
залегающая в однородной троостосорбитовой основе
(рис. 87, а).
Рис. 86. Макроструктура перегретой стали 18Х2Н4МА:
а и б — плавки 1 и 2 после перегрева; в и г — плавки 1 и 2 после перегрева,
цементации и термической обработки
Г2 В. Г. Сагарадзе
177
лом. Это может иметь место, например, в перегретой стали,
охлажденной от температуры перегрева на воздухе. При
повторных нагревах для термической обработки текстура
в объемах бывшего первичного аустенитного зерна рас-
страивается, единообразие в строении псевдозерен нару-
шается, что ведет к их упрочнению. Границы бывших
зерен аустенита окажутся слабее конгломерата зерен
внутри этих границ и разрушение пройдет по границам
первичных аустенитных зерен, что даст камневидное
строение в изломе.
В практике работы заводов камневидное строение
в изломе обнаруживается в процессе технологического
контроля поковок и термически обработанных деталей.
Бывают случаи, когда перегрев до камневидного строения
в изломе приводит к поломке деталей в эксплуатации. В за-
висимости от степени перегрева и режима последующей
горячей механической обработки характер излома бывает
самый разнообразный — от очень мелкого строения со
слабо заметными матовыми пятнами до крупного камне-
видного. Если такой излом обнаруживается в поковках,
то перегрев можно устранить. Если же перегрев обнару-
живается в цементованных деталях, то исправить его
уже нельзя, так как цементованные детали нельзя под-
вергать гомогенизационному отжигу при высоких темпе-
ратурах. Поэтому представляет интерес, в какой степени
перегрев снижает механические свойства, насколько опас-
ным является попадание в производство перегретых де-
талей.
Из цементуемых сталей, применяемых для тяжелона-
груженных деталей, наиболее легко образуется перегрев
до камневидного строения в
изломе в сталях 20Х2Н4А
и 18Х2Н4МА. Для иссле-
дования была выбрана
сталь 18Х2Н4МА. Харак-
терно отметить, что в этой
стали при нагреве до вы-
соких температур, несмот-
ря на укрупнение зерен,
механические свойства
заметно не уменьшаются,
Рис. 84. Зависимость ударной
вязкости стали 18Х2Н4МА от
температуры нагрева
174
Рис. 85. Строение излома перегретой при 1300—1350° С стали
18Х2Н4МА:
а — плавка 1, охлаждение на воздухе, нафталинистый излом; б — плавка 2,
охлаждение на воздухе, камневидный излом; е — плавка 1, после нормализа-
ции нафталинистый излом перешел в камневидный
если при нагреве не превзойдена температура, выше ко-
торой создаются условия для получения камневидного
излома. На рис. 84 приведены кривые зависимости удар-
ной вязкости стали 18Х2Н4МА от температуры нагрева
при выдержках 30 и 90 мин. При нагреве до 1250е С наф-
талинистого или камневидного строения в изломе полу-
чено еще не было и ударная вязкость сохраняет высокие
значения. Камневидный излом появляется при нагреве
до 1300—1350° С. Ударная вязкость после нагрева до ука-
занных температур резко падает как непосредственно
после охлаждения на воздухе, так и после термической
обработки.
Пробные испытания нескольких плавок стали
18Х2Н4МА показали, что после нагрева до 1300—1350° С
и последующего охлаждения на воздухе разные плавки
дают разные по своему строению изломы. У одних (их
большая часть) плавок получается нафталинистый излом,
а у других — камневидный. Для исследования выбрали
две плавки — одну с нафталинистым изломом (плавка 1,
рис. 85, а), а вторую с камневидным изломом (плавка 2,
рис. 85, б). После нормализации при 900° С нафталини-
стый излом в плавке 1 переходил в камневидный (рис. 85, в).
175
Рис. 87. Микроструктура цементованного слоя стали 18Х2Н4МА:
а — без предварительного перегрева; б, в — плавки 1 и 2 после предваритель-
ного перегрева
В предварительно перегретой стали только у самой
поверхности на глубине до 0,1 мм обнаруживается относи-
тельно мелкая карбидная сетка (балл по зерну 5 и 6),
далее сетка очень крупная, особенно в плавке 1 (рис. 87, б),
имевшей и более крупный камневидный излом, чем плав-
ка 2 (рис. 87, в). В отдельных местах крупная карбидная
сетка начинается от самой поверхности. По своим размерам
и форме карбидная сетка совпадает с границами бывших
зерен аустенита, получившимися при перегреве.
Образование мелкой сетки у самой поверхности, по-ви-
димому, связано с разрушением камневидности (хрупких
оболочек, образовавшихся вокруг зерен аустенита при
перегреве) при вырезке и шлифовании образца. В мик-
роструктуре цементованного слоя перегретой стали вну-
три карбидной сетки имеются крупные игольчатые выде-
ления, представляющие собой следы мартенситных пла-
стин после высокого отпуска.
После термической обработки (закалка 810° С и от-
пуск при 180° С) карбидная сетка в значительной степени
разрушается. Она сохраняется лишь в поверхностной зоне
на глубине 0,2—0,3 мм, а обрывки сетки иногда сохра-
няются и в зонах, расположенных глубже. Залегание
карбидной сетки по границам бывших крупных зерен
аустенита способствует снижению механических свойств.
Так как остатки карбидной сетки преимущественно сохра-
178
няются в поверхностной зоне, то они будут вести себя как
надрывы на поверхности цементованного слоя, что в пер-
вую очередь повлияет на снижение усталостной прочности.
После цементации и термической обработки границы
зерен аустенита, получившиеся при перегреве, сохраняют-
ся. Но наряду с границами исходных крупных зерен ау-
стенита появляются границы и очень мелких зерен, обра-
зовавшиеся при нагревах для цементации и термической
обработки (рис. 88, а). Эти мелкие зерна в первую очередь
начинают появляться у границ исходных зерен, как это
видно на рис. 88, б. Появление мелких зерен при нагреве
и охлаждении в процессе цементации и термической об-
работки не может улучшить механических свойств стали,
так как разрушение при испытании происходит по гра-
ницам исходных крупных зерен аустенита, давая камне-
видный излом. Только диффузионный отжиг или горя-
чая механическая обработка, разрушающие хрупкую обо-
лочку на границах исходных зерен аустенита, образо-
вавшихся при перегреве, могут улучшить механические
свойства стали.
Для исследования влияния перегрева на механические
свойства производили испытания цементованных и неце-
Рис. 88. Границы крупных зерен, получившихся после пере-
грева, и границы мелких новых зерен, образовавшихся при
термической обработке. Сталь 18Х2Н4МА (сердцевина)
12
179
Рис. 87. Микроструктура цементованного слоя стали 18Х2Н4МА:
а — без предварительного перегрева; б, в — плавки 1 и 2 после предваритель-
ного перегрева
В предварительно перегретой стали только у самой
поверхности на глубине до 0,1 мм обнаруживается относи-
тельно мелкая карбидная сетка (балл по зерну 5 и 6),
далее сетка очень крупная, особенно в плавке 1 (рис. 87, б),
имевшей и более крупный камневидный излом, чем плав-
ка 2 (рис. 87, в). В отдельных местах крупная карбидная
сетка начинается от самой поверхности. По своим размерам
и форме карбидная сетка совпадает с границами бывших
зерен аустенита, получившимися при перегреве.
Образование мелкой сетки у самой поверхности, по-ви-
димому, связано с разрушением камневидности (хрупких
оболочек, образовавшихся вокруг зерен аустенита при
перегреве) при вырезке и шлифовании образца. В мик-
роструктуре цементованного слоя перегретой стали вну-
три карбидной сетки имеются крупные игольчатые выде-
ления, представляющие собой следы мартенситных пла-
стин после высокого отпуска.
После термической обработки (закалка 810° С и от-
пуск при 180° С) карбидная сетка в значительной степени
разрушается. Она сохраняется лишь в поверхностной зоне
на глубине 0,2—0,3 мм, а обрывки сетки иногда сохра-
няются и в зонах, расположенных глубже. Залегание
карбидной сетки по границам бывших крупных зерен
аустенита способствует снижению механических свойств.
Так как остатки карбидной сетки преимущественно сохра-
пяются в поверхностной зоне, то они будут вести себя как
надрывы на поверхности цементованного слоя, что в пер-
вую очередь повлияет на снижение усталостной прочности.
После цементации и термической обработки границы
зерен аустенита, получившиеся при перегреве, сохраняют-
ся. Но наряду с границами исходных крупных зерен ау-
стенита появляются границы и очень мелких зерен, обра-
зовавшиеся при нагревах для цементации и термической
обработки (рис. 88, а). Эти мелкие зерна в первую очередь
начинают появляться у границ исходных зерен, как это
видно на рис. 88, б. Появление мелких зерен при нагреве
и охлаждении в процессе цементации и термической об-
работки не может улучшить механических свойств стали,
так как разрушение при испытании происходит по гра-
ницам исходных крупных зерен аустенита, давая камне-
видный излом. Только диффузионный отжиг или горя-
чая механическая обработка, разрушающие хрупкую обо-
лочку на границах исходных зерен аустенита, образо-
вавшихся при перегреве, могут улучшить механические
свойства стали.
Для исследования влияния перегрева на механические
свойства производили испытания цементованных и неце-
Рис. 88. Границы крупных зерен, получившихся после пере-
грева, и границы мелких новых зерен, образовавшихся при
термической обработке. Сталь 18Х2Н4МА (сердцевина)
12
179
178
Таблица 26
Механические свойства
цементованных и нецементованных образцов
с предварительным перегревом и без перегрева
№ плавки Исходное состояние стали Нецементоваииые Цементованные
СТ0,2’ кгс/мм2 °В’ кгс/мм2 б, % % ’Ф гиз/и-эзм 1 V а-г кгс/мм2 S - S т и « о sT о - О W (N S S о «
Без перегрева После 136 128 151 149 12,4 7,9 46,2 22,4 12,2 6,8 40 36 278 280 2,4 2,4 79 22
1 перегрева После пере- 143 154 10,6 43,4 9,2 39 294 2,5 —
грева и ковки
2 Без перегрева После 129 126 146 144 12,0 7,9 54,6 22,2 11,3 6,3 34 33 224 203 3,3 2,1 76 55
перегрева
Примечание, из четырех испытаний. Приведенные данные являются средними
ментованных образцов, изготовленных из плавок 1 и 2
в исходном состоянии и после перегрева при 1350° С.
Цементацию производили при 930° С на глубину 1,6 —
1,7 мм. После цементации образцы подвергали двойному
отпуску при 620и С, закалке от 810° С и отпуску при 150° С.
Нецементованные образцы проходили закалку от 810° С
и отпуск при 150° С. Результаты испытания образцов при-
ведены в табл. 26.
Ударную вязкость цементованной стали определяли
на образцах 12X 12x60 мм без надреза. Предел выносли-
вости определяли на консольных образцах диаметром 8 мм.
Из табл. 26 видно, что перегрев нецементованной стали
до камневидного строения (в изломе) резко понизил пока-
затели пластичности и ударной вязкости, а прочностные
характеристики снизил немного. Ковка перегретой стали,
приведшая к почти полному устранению камневидности
в изломе, обеспечила получение высоких механических
свойств, мало отличающихся от свойств неперегретой
стали. Образцы плавки 1 из перегретой и неперегретой
цементованной стали имели одинаковые результаты при
испытании на изгиб и удар. В плавке 2 перегрев привел
180
к некоторому снижению предела прочности при изгибе
и ударной вязкости. Отсутствие резкого снижения удар-
ной вязкости в образцах из перегретой стали, по-видимому,
связано с большим количеством остаточного аустенита
в цементованном слое. При ковке перегретой стали плавки
1 получены высокие механические свойства также и
в цементованных образцах.
Значительное влияние перегрев оказал на усталост-
ную прочность цементованных образцов. В плавке 1 бла-
годаря цементации в образцах из неперегретой стали пре-
дел выносливости повысился от 40 до 79 кгс/мм2, а при
цементации образцов из перегретой стали он снизился
от 36 до 22 кгс/мм2. В плавке 2 благодаря цементации
предел выносливости повысился как в неперегретой, так
и в предварительно перегретой стали, но в перегретой
стали он оказался значительно ниже. Такое снижение
предела выносливости в перегретой стали объясняется
тем, что хрупкие оболочки, образовавшиеся при пере-
греве на границах крупных зерен аустенита, и выделения
в наружной зоне цементованного слоя по этим оболочкам
карбидов явилась местами, приводящими к появлению
усталостных трещин и разрушению образца. Развитие
трещин в этих местах шло более интенсивно в плавке 1,
так как размер зерен, получившихся при перегреве,
в этой плавке был очень большим. На рис. 87, б заметна
часть карбидной сетки, расположенная прямолинейно
и почти перпендикулярно поверхности. Эта сетка зале-
гает по границам старых аустенитных зерен и уходит
вглубь, захватывая почти половину сечения цементован-
ного слоя. В стали плавки 2 (камневидное строение в из-
ломе) зерна значительно мельче, а поэтому образование
и развитие усталостной трещины шло не столь интен-
сивно. Этим и объясняется меньшее снижение предела
выносливости стали этой плавки по сравнению со сталью
плавки 1.
Предел выносливости стали плавки 1, которая после
перегрева подвергалась ковке при 1000° С, после цемен-
тации и термической обработки не снизился (табл. 26).
Как было указано ранее, в изломе предварительно пере-
гретой и затем прокованной стали имелись лишь отдель-
ные мелкие матовые пятна. Они не оказали значитель-
ного влияния на механические свойства стали.
Влияние остатков перегрева на механические свой-
ства стали было проверено непосредственно на деталях.
181
При перегреве стали в процессе нагрева под ковку ярко
выраженное нафталинистое и камяевидное строение
в изломе сохраняется в том случае, если после перегрева
сталь не подвергалась горячей деформации или же де-
формация была недостаточной. В процессе горячей де-
формации хрупкая оболочка, образующаяся на границах
зерен аустенита и являющаяся причиной камневидного
излома*....разрушается. В результате этого камневидное
строение в изломе исчезает полностью или сохраняется
в виде отдельных мелких матовых пятен.
Были исследованы два цементованных и окончательно
термически обработанных зубчатых колеса из стали
20Х2Н4А. Одно зубчатое колесо имело в изломе следы
перегрева в виде отдельных матовых пятен, а второе —
нормальное волокнистое строение без следов перегрева.
Из зубьев зубчатых колес были вырезаны образцы для
механических испытаний, которые проходили термическую
обработку по режиму, принятому для зубчатых колес.
Кроме того образцы для испытания на удар вырезали
непосредственно из зубьев термически обработанных зуб-
чатых колес и никакой дополнительной термической
обработке не подвергали. В табл. 27, где приведены ре-
зультаты испытания образцов, видно, что присутствие
в изломе стали остатков перегрева в виде отдельных мел^
ких матовых пятен на механические свойства почти не
влияет — заметно лишь незначительное снижение удар-
ной вязкости. При испытании при 250° С ударная вяз-
кость обоих зубчатых колес снизилась в одинаковой сте-
пени.
Для исследования влияния устойчивого перегрева на
питтингостойкость перегретую при 1350° С сталь плавки 2,
имевшую камневидный излом (рис. 85, б), подвергали
нагреву до 1000° С и осадке с 0 60 мм до 0 80 мм. Кам-
невидный излом при этом сохранился во всем объеме. Из
прокаленных заготовок были изготовлены ролики, кото-
рые подвергали цементации при 930°С на глубину 1,6—
1,7 мм и термической обработке по режиму стали
18Х2Н4МА. Для получения сравнительных данных из
стали той же плавки были изготовлены ролики без пред-
варительного перегрева. После термической обработки
ролики шлифовали на глубину 0,20—0,25 мм. Испытание
роликов проводили на четырехроликовой машине с при-
нудительным вращением всех роликов [911 при напряже-
нии 200 кгс/мм2 по Герцу. На этой машине воспроизво-
Таблица 27
Механические свойства образцов, .
вырезанных из зубьев зубчатых колес
Зубчатые колеса После высокого отпуска и по- вторной термической обработки а (кгс.м/см2) образцов в ис- ходном со- стоянии при
V кгс/мм2 б, % г|>, % а* кгс. м/см2 20° С 250° С
Со следами пере- грева Без перегрева . . 141,0 143,0 12,0 9,3 51,3 49,5 7,8 8,7 8,4 9,1 6,0 6,4
дятся условия трения, близкие к условиям работы зуб-
чатых колес.
Во время испытания ролики полностью были погру-
жены в масло. После 300 тыс. оборотов на перегретых и
неперегретых роликах (на беговой дорожке) выкрашивания
не наблюдалось. После 500 тыс. оборотов на тех и других
роликах было заметно незначительное выкрашивание
только с края беговой дорожки. После 1 млн. оборотов
на роликах из неперегретой стали общая площадь участ-
ков с выкрашиванием составляла всего 15—18 мм2, по-
врежденные участки располагались только у края бего-
вой, дорожки. В роликах из перегретой стали площадь
выкрашивания составляла 180—200 мм2, захватывала
всю ширину беговой дорожки, а само выкрашивание рас-
пространялось на большую глубину.
Таким образом, приведенные данные показали, что-
перегрев стали до камневидного строения в изломе, со-
храняющийся после цементации и последующей терми-
ческой обработки, приводит к значительному снижению!
стойкости против образования питтингов при контактном!
нагружении.
3. Дефекты цементации
и последующей термической обработки
Разъедание поверхности. Этот дефект имеет вид ли-
шаев, поверхностных раковин, сыпи. При цементации
в твердом карбюризаторе появление таких дефектов свя-
зано с попаданием в карбюризатор сернистых соединений—
183
Рис. 89. Зубья зубчатых колес после газовой цементации:
а — с конусообразными наплывами; б — углубления иа зубьях
в местах расположения конусообразных наплывов после песко-
очистки
серного колчедана или сернокислых солей бария и нат-
рия. Оплавление углекислых солей на поверхности де-
тали также может привести к местным разъеданиям по-
верхности. Для предотвращения появления указанных де-
фектов необходимо обеспечивать чистоту карбюризатора
и качественное крепление углекислых солей на поверх-
ности кусков угля.
Разъедание поверхности обнаруживается и при газо-
вой цементации. На рис. 89, а показан внешний вид
зубьев зубчатого колеса после цементации бензолом. На
поверхности зубьев в отдельных местах обнаружены ко-
нусообразные наплывы. После пескоочистки в местах рас-
положения наплывов оставались углубления (рис. 89, б).
Указанный дефект мог появиться из-за недостаточной чи-
стоты бензола и неисправности печи. После очистки печи,
устранения подсосов воздуха появление дефекта прекра-
тилось.
Разъедание поверхности иногда бывает связано с со-
ставом засыпки, применяемой для изоляции от цемента-
ции. На некоторых заводах для изоляции от цементации
шлицевой поверхности зубчатых колес после обмазки
шлицев изоляционной пастой отверстие зубчатого колеса
засыпают песком с добавкой окалины. Присутствие в за-
184
сыпке окалины, особенно при неравномерном ее распре-
делении, может быть причиной разъедания шлицевой
поверхности. Окалина может быть причиной обезугле-
роживания, а иногда она приводит к понижению глу-
бины цементации [в близко расположенных от засыпки
участках. При подготовке деталей к цементации следует
ограничивать количество окалины в засыпке и не допу-
скать попадания песка на поверхность цементуемой де-
тали, так как песок может привести к образованию стек-
ловидных наплывов и, следовательно, к получению пят-
нистой цементации.
Повышенная или пониженная глубина цементации.
Этот дефект получается при нарушении режима цемента-
ции по температуре или по продолжительности выдержки.
11ричиной получения недостаточной глубины слоя может
быть неисправность печи, перегрузка печи деталями,
загрязнение печи сажей и коксом и др. При получении
пониженной глубины слоя детали подвергают дополни-
тельной цементации. Если глубина слоя получилась
больше необходимой, то детали бракуют.
Повышенная или пониженная концентрация углерода
в цементованном слое. Этот дефект получается при наруше-
нии температурного режима цементации, а также при при-
менении карбюризатора недостаточной или повышенной
активности. Пониженная концентрация углерода в цемен-
тованном слое может получиться также при недостаточной
герметичности рабочего пространства печи (при газовой
цементации) или ящика (при цементации в твердом кар-
бюризаторе).
Пониженная концентрация углерода в цементованном
слое влияет на снижение твердости и износостойкости
поверхности. При значительном снижении концентрации
углерода в цементованном слое контактная и изгибная
усталостная прочность цементованных деталей пони-
жается. При чрезмерно высоком содержании углерода
и цементованном слое в структуре образуется карбидная
сетка, которая повышает хрупкость цементованного
слоя, способствует образованию сколов и снижает уста-
лостную прочность деталей. Для предотвращения попада-
ния в производство деталей с грубой карбидной сеткой на
заводах осуществляют контроль качества цементованного
слоя по микроструктуре.
Неравномерная глубина цементованного слоя. Неравно-
мерная глубина цементации может получиться вследствие
1047
185
неравномерного прогрева деталей в ящике или в муфеле
печи, при неравномерном распределении углекислых со-
лей в объеме ящика или при неудовлетворительной цирку-
ляции газов и неравномерном омывании ими деталей
(при неправильной укладке деталей). Иногда обнаружи-
вают неравномерную цементацию в различных зонах
одной и той же детали. Помимо неравномерности про-
грева деталей этот дефект может быть связан с неправиль-
ным применением защитных от цементации обмазок и
засыпок.
На рис. 90 показаны макроструктуры зубьев зубчатых
колес в поперечном и продольном к длине зубьев сече-
ниях. Зубчатые колеса проходили газовую цементацию
при одинаковой температуре (930° С) с одинаковой про-
должительностью. На рис. 90, а показана макрострук-
тура попсреченого сечения зуба с равномерной цемента-
Рис. 90. Макроструктура зубьев:
а — равномерный слой; б и в — неравномерный слой
186
Рис. 91. Схема уклад-
ки зубчатых колес при
газовой цементации:
1 — приспособление для
подвески зубчатых колес;
2 — изоляционная за-
сыпка; 3 — зубчатые
колеса; 4 — металличес-
кие прокладки
fl) 5)
цией, а на рис. 90, б, в макроструктура зубьев с неравно-
мерной цементацией. К основанию зуба цементованный
слой уменьшается и даже сходит на нет. Указанный де-
фект получался только в тех зубчатых колесах, у кото-
рых шлицевую поверхность втулки изолировали от це-
ментации путем обмазки изоляционной пастой с после-
дующей засыпкой втулочного отверстия песком с добавкой
окалины. Схема укладки зубчатых колес двух видов и
засыпки втулочного отверстия песком показана на
рис. 91. Засыпка песком дополнительно предохраняла
от проникновения цементации на шлицевую поверхность
на случай, если в слое изоляционной пасты образуется
трещина, пузырек или местное отслоение.
Шлицы после окончательной термической обработки
зубчатых колес подвергают калибровке, а поэтому при
местных проникновениях цементации на шлицевую по-
верхность при калибровке тупились и ломались протяжки.
Чистый песок не обеспечивал защиты шлицев от цемента-
ции. Согласно технологическому процессу количество
окалины, добавляемой к песку, составляло 25%. При-
родный газ в процессе цементации попадал в засыпку и
в результате его взаимодействия с окалиной в объеме за-
сыпки и в близлежащих объемах образовывались окисли-
тельные и обезуглероживающие газы, которые и созда-
вали неравномерность цементации и отсутствие наугле-
роженного слоя у основания зубьев.
187
•Опыты показали, что в деталях типа представленных на
рис. 91, а, присутствия окалины в засыпке допускать
было нельзя, так как расстояние между зубьями и засып-
кой было небольшим и окислительные газы даже при не-
большом количестве окалины достигали зубьев и затруд-
няли науглероживание. В деталях типа представленных
на рис. 91, б расстояние между зубьями и засыпкой боль-
шое, а поэтому можно было добавлять в засыпку 10—12%
окалины. Это не приводило к понижению глубины слоя
у основания зубьев и предохраняло шлицевую поверх-
ность от проникновения цементации.
Неравномерная цементация может быть и от действия
изоляционной пасты без применения засыпки. Изоля-
ционная паста при нагреве для цементации может расте-
каться и покрывать поверхность, не подлежащую цемен-
тации. Например, при цементации втулок торцы их
изолировали антицементашюнной пастой. Однако после
цементации науглероженный слой отсутствовал не только
на торцах, где наносилась изоляция, но и на боковой
поверхности на некотором расстоянии от торца.
Отслаивание цементованного слоя. На рис. 92, где по-
казаны внешний вид (а) и макроструктура (б) образца,
вырезанного из цементованной детали из углеродистой
стали, заметно отслаивание корочки цементованного
слоя. Появление такого дефекта объясняется резким изме-
нением концентрации углерода по глубине слоя и связан-
ного с этим возникновением больших внутренних напря-
Рис. 92. Отслаивание цементованного слоя:
а — внешний вид; б — макроструктура в месте
отслаивания
188
жений в поверхностной зоне прн закалке в воде. Получе-
ние более плавного изменения концентрации углерода по
глубине слоя может быть достигнуто повышением темпе-
ратуры цементации и применением менее активного кар-
бюризатора.
Обезуглероживание и внутреннее окисление поверх-
ностной зоны цементованного слоя. Обезуглероживание
поверхностной зоны цементованного слоя может произойти
в процессе цементации при понижении углеродного
потенциала науглероживающей среды, при охлаждении
после цементации и при нагреве для последующей терми-
ческой обработки. Как было показано в гл. 3, обезугле-
роживание создает растягивающие напряжения на поверх-
ности и понижает усталостную прочность цементованной
стали. Для предотвращения обезуглероживания необ-
ходимо проводить ускоренное охлаждение после цемен-
тации. Для сталей, не склонных к перегреву, следует про-
изводить непосредственную закалку с цементационного
нагрева, избегать повторных нагревов до высоких темпе-
ратур (нормализации), применять нейтральные атмосферы,
тщательно производить раскисление солей при нагреве
в соляных ваннах.
При термической обработке нитроцементованных де-
талей следует также избегать замедленного охлаждения
и излишних повторных нагревов, так как это вызывает
деазотацию, а следовательно, и изменение свойств нитро-
цементованных деталей.
Дефектом цементации, снижающим усталостную и
контактно-усталостную прочность стали, является внут-
реннее окисление легирующих элементов. Этот дефект
возникает во время цементации, когда в поверхностный
слой проникает кислород и окисляет легирующие эле-
менты— Ti, Si, Мп, Сг. По данным работ [30, 36] в ста-
лях 25ХГТ, 25ХГМ и других при цементации в эндотер-
мической атмосфере при 930° С внутреннее окисление рас-
пространяется на глубину до 0,03 мм. Вследствие вну-
треннего окисления содержание легирующих элементов
в аустените уменьшается и при закалке наряду с мартен-
ситом получается трооститная сетка, обнаруживаемая
на слабо протравленном микрошлифе. По данным
И. С. Козловского при увеличении глубины распростра-
нения трооститной сетки свыше 0,013 мм предел выно-
сливости равен 67 кгс/мм2, а при глубине менее 0,013 мм —
82 кгс/мм2 [36]. В работе [36] рекомендуется для умень-
189
шения внутреннего окисления применять стали с содер-
жанием 0,5—1,0% Мо, не более 0,5% Сг и до 1,0% Мп.
Дефектом микроструктуры нитроцементованного слоя
может быть «темная составляющая», представляющая со-
бой выделения оксикарбонитридов по границам зерен.
По данным работы [44] при глубине залегания «темной
составляющей» на 0,08 мм предел выносливости нитро-
цементованных зубчатых колес из стали 25ХГТ снижается
почти в 2 раза.
Образование трещин при охлаждении после цемента-
ции. Одним из дефектов цементованных деталей являются
трещины в цементованном слое (рис. 93). Иногда трещины
захватывают только поверхностную зону цементованного
слоя. Как показывает опыт заводов, в стали 20Х2Н4А
такие трещины появляются при охлаждении деталей
в ящиках после цементации в твердом карбюризаторе.
При газовой цементации или при распаковке ящиков с де-
талями при высокой температуре трещин не появлялось.
В деталях из сталей типа 12ХНЗА и 12ХН2А при охла-
ждении в ящиках трещины не образовывались. При
охлаждении деталей из стали 12ХНЗА на воздухе после
газовой цементации иногда тоже образовывались тре-
щины.
Причиной образования трещин являются растягиваю-
щие внутренние напряжения в цементованном слое. В за-
висимости от условий охлаждения после цементации эти
Рис. 93. Трещины на торцевой части зубчатого колеса,
образовавшиеся при охлаждении после цементации
190
ле цементации в твердом
карбюризаторе (сплошные кривые А, В и С). Кривые по-
лучены экспериментально для ящиков различного раз-
мера при цементации деталей из стали 20Х2Н4А. Перио-
дически на этих деталях обнаруживали трещины в цемен-
тованном слое.
На рис. 95 представлены термокинетические кривые
превращений в перлитной области в сталях 20Х2Н4
и 80Х2Н4, имитирующих сердцевину и цементованный
слой. На термокинетических кривых нанесены кривые
непрерывного охлаждения с различной скоростью, в том
числе и кривые 4, 5 и 6 (рис. 94) , близкие к скоростям
охлаждения деталей в цементационных ящиках.
При охлаждении в соответствии с кривой 4 (рис. 95)
в сердцевине (сталь 20Х2Н4) в перлитной области превра-
щается 25% аустенита в интервале температур 640—565сС,
а в цементованном слое (сталь 80Х2Н4) при той же ско-
рости охлаждения превратилось 100% аустенита в интер-
вале температур 600—550° С. При дальнейшем охлажде-
нии в цементованном слое больше никаких превращений
протекать не будет, а в сердцевине оставшиеся 75% аусте-
нита превратятся по бейнитному типу с увеличением
объема. Это вызовет появление растягивающих напряже-
ний в цементованном слое, что будет способствовать обра-
зованию в нем трещин.
Более медленное охлаждение, например по кривым 3,
2 и /, обеспечивает превращение в перлитной области
большего количества аустенита в сердцевине, а следова-
тельно, меньше аустенита будет превращаться в бейнит-
ной области, а поэтому меньше будет и величина растяги-
191
Рис. 95. Термокинетические кривые превращения аустенита в
перлитной области. Стали 20Х2Н4 и 80Х2Н4, имитирующие
сердцевину и цементованный слой
вающих внутренних напряжений в цементованном слое.
Например, при охлаждении со скоростью, соответствую-
щей кривой 1, 90% аустенита превратится в сердцевине,
а поэтому растягивающие напряжения в цементованном
слое будут незначительными и трещин при таких усло-
виях охлаждения в стали 20Х2Н4А не образуется. На-
оборот, при охлаждении со скоростью, соответствующей
кривым 5 и 6 в цементованном слое превратится 90 и 75%
аустенита, а в сердцевине 12 и 2%. При этих условиях
охлаждения также будут возникать растягивающие на-
пряжения в цементованном слое, а следовательно, воз-
можно и образование трещин.
При охлаждении со скоростью, соответствующей кри-
j вой 7, в сердцевине в перлитной области совсем не будет
1 превращения, но и в цементованном слое превратится
' всего 25% аустенита, а поэтому он будет достаточно пла-
4 стичным и при дальнейшем охлаждении увеличение
объема при промежуточном превращении в сердцевине
не приведет к появлению значительных внутренних на-
пряжений в цементованном слое.
При охлаждении со скоростью, соответствующей кри-
вым 8 и 9, а также при более быстром охлаждении превра-
щения в перлитной области не будет ни в сердцевине, ни
192
в цементованном слое. При дальнейшем охлаждении про-
изойдет превращение по бейнитному и мартенситному типу
сначала в сердцевине, а потом в цементованном слое (по
мартенситному типу). При таких условиях охлаждения
растягивающие напряжения в цементованном слое не воз-
никнут и трещин не образуется.
Приведенные данные являются ориентировочными,
так как цементованный слой не содержит точно 0,8% С.
Содержание углерода переменное, поэтому в различных
зонах по-разному будет протекать перлитное превращение.
Однако эти данные свидетельствуют о том, что значитель-
ные растягивающие внутренние напряжения в стали
20Х2Н4А возникают при каких-то определенных скоро-
стях охлаждения после цементации. Уменьшение или уве-
личение скорости охлаждения уменьшает растягивающие
напряжения в цементованном слое и вероятность образо-
вания трещин уменьшается или полностью исчезает. Та-
кой вывод подтверждается практикой.
При цементации в твердом карбюризаторе деталей из
стали 20Х2Н4А в процессе охлаждения их с ящиком
в отдельные моменты появлялись трещины в цементован-
ном слое. Замедление охлаждения деталей или, наоборот,
ускорение охлаждения путем распаковки деталей в горя-
чем состоянии (при 800—700° С) или же замена цемента-
ции данных деталей в твердом карбюризаторе газовой
с охлаждением после цементации на воздухе предотвра-
щало образование трещин.
Для стали каждой марки существуют свои условия
охлаждения, при которых возможно образование трещин.
Для стали 20Х2Н4А, например, такими условиями яв-
ляется охлаждение с ящиком при цементации в твердом
карбюризаторе. У деталей из стали 12ХНЗЛ чаще всего
образуются трещины при охлаждении на воздухе. В этом
случае переход от газовой цементации к цементации в твер-
дом карбюризаторе или замедление охлаждения после
газовой цементации или же закалка с цементационного
нагрева могут предотвратить образование трещин. Для
стали каждой марки следует устанавливать свой режим
охлаждения после цементации.
А. М. Нахимов для предотвращения образования
трещин в цементованном слое рекомендует производить
плавочный контроль стали 12Х2Н4Л по дилатометричес-
ким кривым [51 1. В зависимости от вида кривой опреде-
ляют группу деталей, которые можно изготовлять из
13 в. С. Сагарадзе 193
стали данной плавки, и устанавливают режим охлажде-
ния после цементации. Плавочный контроль позволяет
предотвратить образование трещин после цементации.
Однако лучше всего заменять цементацию в твердом карбю-
ризаторе газовой цементацией или изменять режим охла-
ждения после цементации. В этом случае можно пред-
отвратить образование трещин в данной стали при любом
ее составе.
В некоторых случаях трещины при охлаждении после
цементации образуются только в наружной зоне цемен-
тованного слоя и не распространяются на всю его глу-
бину. Появление таких трещин объясняется неоднород-
ностью структуры цементованного слоя. При охлаждении
деталей из стали 20Х2Н4А после цементации перлито-
' трооститное превращение начинается в поверхностной
зоне и на расстоянии ближе к сердцевине.На глубине 0,3—
0,5 мм расположена зона, в которой аустенит наиболее
устойчив. При определенной скорости охлаждения эта
аустенитная зона окажется заключенной между троостит-
ными зонами. При охлаждении в интервале мартенсит-
ного превращения в аустенитной зоне образуется мартен-
сит, что вызовет местное увеличение объема и приведет
к появлению растягивающих напряжений в наружной
трооститной зоне, которые иногда могут быть причиной
образования трещин. Такие трещины встречаются редко.
Предотвратить их образование можно регулированием
содержания углерода в цементованном слое и условиями
охлаждения после цементации.
4. Трещины, образующиеся при шлифовании
На рис. 96 показаны зубья и торцовая поверхность
зубчатых колес с трещинами, образовавшимися при шли-
фовании. Трещины выявлены магнитным методом. При-
чиной образования трещин являются большие растяги-
вающие напряжения в поверхностной зоне, превышающие
прочность металла. Напряжения возникают вследствие
разогрева при шлифовании поверхностной зоны металла,
сопровождающегося структурными и объемными измене-
ниями. При шлифовании закаленной стали вследствие ра-
зогрева шлифуемой поверхности могут образоваться
прижоги.
К возникновению трещин при шлифовании приводят
чрезмерно жесткие режимы шлифования и неудовлетвори-
194
Рис. 96. Шлифовочные трещины на боковой
поверхности^зубьев (а) и на торцевой поверх-
ности зубчатого колеса (б)
тельное состояние шлифуемого материала. Повышенная
глубина резания и подача при шлифовании, чрезмерная
твердость шлифовальных кругов, «засаливаемость» кру-
гов, недостаточное охлаждение, вибрация при шлифова-
нии способствуют разогреву шлифуемой поверхности и,
как следствие, появлению прижогов и трещин. Иногда
ужесточение режима шлифования вызывается неравно-
мерной глубиной шлифования из-за коробления и дефор-
мации деталей.
Однако при неудовлетворительной структуре шлифуе-
мой стали трещины могут образоваться и при нормальном
режиме шлифования. Перегрев стали при закалке, нали-
чие в структуре повышенного количества остаточного ау-
стенита, грубая карбидная сетка, напряженное состояние
стали при недостаточном отпуске после закалки или в ре-
13*
195
зультате обработки холодом, чрезмерно высокая твердость
стали и другие причины приводят к образованию трещин.
Чтобы трещины при шлифовании цементованных и за-
каленных деталей не образовывались, сталь должна иметь
мелкозернистое строение и высокий предел прочности
цементованного слоя [26]. Наличие в структуре крупно-
игольчатого мартенсита и остаточного аустенита более
20% способствует образованию трещин при шлифовании.
5. Контроль качества цементованного слоя
по микроструктуре
На заводах детали ответственного назначения и тяже-
лонагруженные цементуемые детали, изготовляемые из
легированных сталей, подвергают контролю на качество
цементованного слоя по микроструктуре. Для этой цели
применяют различные шкалы микроструктур. Зубчатые
колеса из стали 20Х2Н4А контролируют по основной
структуре и по избыточным карбидам. При оценке основ-
ной структуры учитывают величину мартенситных игл
и количество остаточного аустенита. При оценке микро-
структуры по избыточным карбидам принимают во вни-
мание вредное влияние карбидной сетки на хрупкость
слоя и благоприятное влияние глобулярных карбидов на
износостойкость цементованного слоя.
г Контроль микроструктуры производят по образцам-
। свидетелям, которые проходят цементацию и охлаждение
• после цементации вместе с деталями. В качестве свидетеля
может служить специально изготовленный образец, зуб
или сектор от зубчатого колеса. Иногда контроль микро-
структуры производят по образцу, отрезанному от торце-
вой части зуба. Зубчатое колесо при этом остается год-
ным. После цементации зубчатые колеса вместе со свиде-
телями подвергают высокому отпуску (согласно технологи-
ческому процессу для зубчатых колес из стали 20Х2Н4А),
а затем свидетели проходят закалку по режиму
для зубчатых колес в цехе или в лаборатории. Высокий
отпуск свидетелей можно производить отдельно от зубча-
тыхколес. Закаленные свидетели подвергают микроиссле-
дованию.
По результатам контроля зубчатых колес по избыточ-
ным карбидам определяют дальнейший режим их обра-
ботки. Если на свидетеле балл по карбидам оказывается
в допустимых пределах, то зубчатые колеса, с которыми
196
этот свидетель подвергался цементации, проходят за-
калку и низкий отпуск согласно технологическому про-
цессу. Если же балл по избыточным карбидам был повы-
шенным, то зубчатые колеса вместе с этими свидетелями
подвергают нормализации при 880—900° С и высокому
отпуску. Затем свидетель проходит закалку с последую-
щим контролем по карбидной фазе. При получении на сви-
детеле удовлетворительных результатов зубчатые колеса
подвергают закалке и последующим операциям. Если
же свидетель снова покажет повышенный балл по карби-
дам, то зубчатые колеса вместе с их свидетелями подвер-
гают повторной нормализации с последующим повторным
контролем по микроструктуре (по свидетелю).
Если по технологии, принятой на заводе, нормализа-
ции подвергают все 100% деталей, то порядок контроля
изменяется. В данном случае зубчатые колеса вместе со
своими свидетелями после цементации проходят нормали-
зацию и высокий отпуск, а затем свидетелей подвергают
закалке и контролю по микроструктуре. При получении
на свидетелях удовлетворительного балла по избыточным
карбидам зубчатые колеса проходят закалку и дальней-
шие операции. Если же будет получен повышенный балл,
то зубчатые колеса подвергают повторной нормализации
с последующим контролем по карбидной фазе.
Для контроля зубчатых колес по основной структуре
предназначена вторая шкала. Контроль производят одно-
временно с контролем по избыточным карбидам на тех же
образцах-свидетелях и в том же порядке. Существующая
технология термической обработки зубчатых колес
(с применением высокого отпуска после цементации) обе-
спечивает получение удовлетворительного балла по основ-
ной структуре. Повышенный балл свидетельствует о
каких-то отклонениях от технологии обработки деталей,
к устранению которых немедленно должны быть приняты
меры.
Согласно шкале по избыточным карбидам балл 1
соответствует полному отсутствию избыточных карбидов
или наличию их в незначительном количестве в виде
глобулей. В структуре балла 2 карбиды присутствуют
в виде глобулей, а в структуре балла 3, кроме глобуляр-
ных карбидов, допускается присутствие карбидов в виде
разорванной сетки, распространяющейся на глубину не
более 0,35 мм. В структуре балла 4 карбиды присутствуют
в виде глобулей и разорванной сетки, распространяющейся
197
на глубину более 0,35 мм. Балл 5 по избыточным карби-
дам характеризуется присутствием в структуре карбидов
в виде глобул ей и сплошной сетки.
По шкале для основной структуры балл 1 характери-
зуется структурой мелкоигольчатого мартенсита, в струк-
туре балла 2 на фоне мелкоигольчатого мартенсита при-
сутствует остаточный аустенит в виде небольших участ-
ков или в виде небольшого количества мелких остатков,
равномерно распределенных по всему полю шлифа.
Структура балла 3 состоит из среднеигольчатого мартен-
сита и аустенита. Структура балла 4 характеризуется
крупноигольчатым мартенситом и аустенитом. Такая
структура свидетельствует о недостаточно высоком отпуске
после цементации (или после нормализации) или же о по-
вышенной температуре закалки. Структура балла 5
состоит из очень крупноигольчатого мартенсита и боль-
шого количества остаточного аустенита. Такая структура
свидетельствует об отсутствии высокого отпуска после
цементации (или после нормализации) или же о перегреве
при закалке.
Допустимыми баллами считаются 1—3 или 1—4 в за-
висимости от условий работы детали. Если в процессе
работы деталь испытывает ударные нагрузки, то балл 4
по избыточным карбидам не допускается.
На разных заводах и для сталей разных марок шкалы
микроструктур могут быть разные. Иногда принимается
во внимание также и окончательная обработка — если
зубья шестерен шлифованию не подвергаются, то жела-
тельно иметь в поверхностной зоне зернистые карбиды.
В этом случае балл 2 по избыточным карбидам лучше,
чем балл 1. Для шлифуемых шестерен наличие зернистых
карбидов в поверхностной зоне значения не имеет, так
как эта зона удаляется при шлифовании.
6. Контроль деталей по глубине
цементованного слоя
В практике работы заводов глубину цементованного
слоя определяют как в цеховых условиях по макрострук-
туре или по излому, так и в лабораторных условиях по
микроструктуре, по кривым распределения углерода или
твердости по глубине цементованного слоя. Глубину
цементованного слоя в цеховых условиях определяют не-
посредственно на деталях путем местной заточки цементо-
198
ванной поверхности или на пробных образцах-свидетелях,
проходивших цементацию вместе с деталями. В лабора-
торных условиях глубину слоя определяют по микро-
структуре на образцах, вырезанных из детали или Из
образца-свидетеля. Более точные данные о глубине слоя
дает послойное определение углерода на образцах, про-
ходивших цементацию вместе с деталями.
Единой методики и общепринятого критерия для опре-
деления глубины цементованного слоя не существует.
Одни исследователи за глубину слоя принимают только I
зазвтёктбйдную или эвтектоидную зоны, другие учиты- |
> вают также часть переходной зоны или всю ее. Некоторые i
рекомендуют для малых слоев (до 1,2 мм) в глубину слоя )
включать заэвтектоидную, эвтектоидную и половину пе-
реходной зоны, а для больших слоев (более 1,2 мм) в глу- (
бину слоя включать все три зоны полностью [71 ]. Не
J всегда учитывается состояние цементованных образцов,
т. е. скорость охлаждения после цементации и режим по-
следующей термической обработки (охлаждение после
цементации в твердом карбюризаторе с ящиком, охла-
ждение после газовой цементации на воздухе, высокий
отпуск, отжиг или закалка после цементации). Отсутствие
одинакового подхода и единого критерия для определения
глубины цементации приводит к разнобою при определе-
нии глубины слоя, к большим расхождениям в определе-
нии глубины слоя разными исследователями, на разных
заводах и даже на одном и том же заводе при определении
разными лицами в лабораторных и цеховых условиях.
Особенно большие расхождения могут получаться при
определении глубины цементации в легированных сталях,
в которых трудно измерить толщину отдельных зон це-
ментованного слоя.
На многих заводах (а также большинство исследова-
телей [36, 491 за глубину цементации принимают расстоя-
ние от поверхности до середины переходного слоя, кото-
рая соответствует 0,4% С, а в легированных сталях в этой
4 зоне может быть и 0,35% С. Поэтому за критерий в оценке
глубины цементованного слоя следует принять расстоя-
ние от поверхности до зоны, содержащей 0,35—0,40% С.
В углеродистых и низколегированных сталях^после
медленного охлаждения от температуры цементации или
t после отжига зону, соответствующую содержанию 0,35—
0,40% С, определить легко, так как каждая из зон цемен-
тованного слоя (заэвтектоидная, эвтектоидная и переход-
199
202
жига нужно измерять толщину темной зоны и прибавлять
половину переходного слоя, заметного в виде зоны с тем-
ными мелкими пятнами на светлом фоне. При определе-
нии глубины слоя по макроструктуре в закаленных образ-
цах слой кажется больше, так как в макроструктуре
выявляется полная глубина науглероженного слоя.
Если в качестве критерия глубины слоя принимать рас-
стояние от поверхности до зоны, содержащей 0,4% С,
то из полной глубины слоя, выявленной по макрострук-
туре, нужно вычесть примерно 0,3—0,4 мм.
Сталь 20ХГНР. Микроструктура цементованного слоя
стали 20ХГНР после цементации и охлаждения на воз-
духе приведена на рис. 99. В этой структуре хорошо за-
метно начало появления феррита и протяженность пере-
ходного слоя, состоящего из феррита и перлита. Рас-
стояние от поверхности до середины переходного слоя
в нашем примере соответствует расстоянию до зоны, со-
держащей 0,37% С. Аналогичные результаты получены
на образцах, которые после цементации подвергали отжигу.
Таким образом, за глубину цементованного слоя в стали
20ХГНР, измеренную после цементации и охлаждения
на воздухе или после цементации и отжига, следует при-
нимать расстояние от поверхности до середины феррито-
перлитового переходного слоя. Это будет соответствовать
принятому нами критерию глубины слоя, т. е. расстоянию
от поверхности до зоны, содержащей 0,35—0,40% С.
В образцах, закаленных от 800—820° С, за глубину
слоя следует принимать расстояние от поверхности до
зоны, где появляется в структуре феррит. Это расстояние
будет соответствовать глубине слоя, измеренного на це-
ментованных или отожженных образцах, от поверхности
до середины переходного слоя.
При определении глубины слоя по макроструктуре
следует измерять только темную плотную зону, не считая
части переходного слоя с редко расположенными темными
мелкими пятнами на светлом фоне, или, если заметно на
макрошлифе, измерять темную плотную зону до начала
переходного слоя и прибавлять половину переходного
слоя. Переходный слой на хорошо приготовленном макро-
шлифе выявляется в виде зоны с темными мелкими пят-
нами на светлом фоне с уменьшающимся количеством тем-
ных пятен от начала переходного слоя к сердцевине. При
определении глубины слоя на закаленном образце тем-
ная зона получается больше, так как она распространяется
203
на полную глубину слоя. Чтобы эту зону приравнять
к глубине слоя, получаемой на образцах после цемента-
ции и отжига, необходимо уменьшить ее на 0,2—0,3 мм.
Сталь 20Х2Н4А. Структура цементованного слоя ста-
ли 20Х2Н4А после цементации в твердом карбюризаторе
и медленного охлаждения деталей с ящиком показана на
рис. 46, а после газовой цементации и охлаждения на воз-
духе и после газовой цементации и отжига на рис. 100.
Как видно на рисунках, в структуре образцов, прошед-
ших цементацию в твердом карбюризаторе и медленно
охлажденных с ящиком, а также в структуре образцов,
которые после цементации подвергали отжигу, хорошо
заметна трооститная зона. В отожженных образцах за-
метны и мелкие выделения феррита. Ферритные выделения
иногда бывают заметны и в образцах, медленно охлажден-
ных после цементации. В образцах, которые после газо-
вой цементации охлаждались на воздухе, трооститная
зона менее четкая и расположена глубже, чем в образцах
после цементации в твердом карбюризаторе и в отожжен-
ных образцах. Трооститная зона и является ориентиром
при определении глубины цементации. Из сопоставления
кривой распределения углерода по глубине слоя (рис. 97)
с микроструктурой слоя после газовой цементации и охла-
ждения на воздухе (рис. 100) следует, что расстояние от
поверхности до зоны, содержащей 0,35—0,40% С, равно
расстоянию до конца трооститной зоны, уменьшенной
примерно на 0,2 мм.
При определении по микроструктуре глубины слоя па
отожженных образцах необходимо измерить расстояние
до края трооститной зоны и прибавить к нему половину
расстояния от края трооститной зоны до начала появления
феррита. В нашем примере (см. рис. 97) это будет соответ-
ствовать расстоянию от поверхности до зоны, содержащей
0,37% С.
На закаленных образцах из стали 20Х2Н4А опреде-
лить глубину цементованного слоя трудно, так как четкой
границы перехода слоя к сердцевине не заметно. Ориен-
тировочно глубину слоя в закаленном образце можно опре-
делить по изменению оттенка и по укрупнению струк-
туры при переходе от слоя к сердцевине.
При определении глубины слоя по макроструктуре
следует учитывать условия охлаждения деталей после
цементации. Если цементация производилась в твердом
карбюризаторе с последующим медленным охлаждением
204
205
на полную глубину слоя. Чтобы эту зону приравнять
к глубине слоя, получаемой на образцах после цемента-
ции и отжига, необходимо уменьшить ее на 0,2—0,3 мм.
Сталь 20Х2Н4А. Структура цементованного слоя ста-
ли 20Х2Н4А после цементации в твердом карбюризаторе
и медленного охлаждения деталей с ящиком показана на
рис. 46, а после газовой цементации и охлаждения на воз-
духе и после газовой цементации и отжига на рис. 100.
Как видно на рисунках, в структуре образцов, прошед-
ших цементацию в твердом карбюризаторе и медленно
охлажденных с ящиком, а также в структуре образцов,
которые после цементации подвергали отжигу, хорошо
заметна трооститная зона. В отожженных образцах за-
метны и мелкие выделения феррита. Ферритные выделения
иногда бывают заметны и в образцах, медленно охлажден-
ных после цементации. В образцах, которые после газо-
вой цементации охлаждались на воздухе, трооститная
зона менее четкая и расположена глубже, чем в образцах
после цементации в твёрдом карбюризаторе и в отожжен-
ных образцах. Трооститная зона и является ориентиром
при определении глубины цементации. Из сопоставления
кривой распределения углерода по глубине слоя (рис. 97)
с микроструктурой слоя после газовой цементации и охла-
ждения на воздухе (рис. 100) следует, что расстояние от
поверхности до зоны, содержащей 0,35—0,40% С, равно
расстоянию до конца трооститной зоны, уменьшенной
примерно на 0,2 мм.
При определении по микроструктуре глубины слоя на
отожженных образцах необходимо измерить расстояние
до края трооститной зоны и прибавить к нему половину
расстояния от края трооститной зоны до начала появления
феррита. В нашем примере (см. рис. 97) это будет соответ-
ствовать расстоянию от поверхности до зоны, содержащей
0,37% С.
На закаленных образцах из стали 20Х2Н4А опреде-
лить глубину цементованного слоя трудно, так как четкой
границы перехода слоя к сердцевине не заметно. Ориен-
тировочно глубину слоя в закаленном образце можно опре-
делить по изменению оттенка и по укрупнению струк-
туры при переходе от слоя к сердцевине.
При определении глубины слоя по макроструктуре
следует учитывать условия охлаждения деталей после
цементации. Если цементация производилась в твердом
карбюризаторе с последующим медленным охлаждением
204
= у»
я X S
я я
а я
2 55
О Д
К
S
я
(U
-
й с
а f
5 1
о<о
и
S s
(V
Ч
с
CJ о
ч
о
205
деталей в ящиках, то
трооститная зона распо-
лагается ближе к поверх-
ности, чем при охлажде-
нии па воздухе после
газовой цементации. Поэ-
тому у деталей, медленно
охлажденных, за глубину
слоя следует принимать
расстояние от поверхности
до конца темной зоны и
прибавлять к нему 0,15—
— 0,20 мм. Это будет соот-
ветствовать глубине слоя
до зоны, содержащей
0,35—0,40% С. Таким же
способом следует опреде-
лять глубину слоя по
макроструктуре отожжен-
ных образцов. При опре-
делении глубины слоя на
деталях, которые после
газовой цементации ох-
лаждались на воздухе,
следует измерять всю тем-
ную зону и отнимать
0,15—0,20 мм.
Сталь 18Х2Н4МА.
Структура цементован-
ного слоя стали 18Х2Н4МА
после цементации и охлаж-
дения на воздухе показана
на рис. 101. Эта сталь
характерна тем, что не
имеет превращения по ти-
пу 1 ступени (перлитного)
независимо от скорости
охлаждения. Она претер-
певает лишь промежуточ-
ное и мартенситное прев-
ращение. При охлаждении
цементованных деталей на
воздухе на некоторой
глубине от поверхности
20G
образуется структура промежуточного превращения в
виде игольчатого троостита. За глубину слоя при опре-
делении его по макроструктуре следует принимать рас-
стояние от поверхности до половины темной бейнитной
зоны (игольчатого троостита). Можно измерять слой
до конца темной зоны и отнимать 0,15—0,20 мм. Это
будет соответствовать расстоянию от поверхности до
зоны, содержащей 0,35—0,40% С.
При определении глубины слоя по макроструктуре
нужно измерить полностью плотную потемневшую зону
и отнять 0,15—0,20 мм. Это будет соответствовать глубине
слоя до содержания углерода 0,35—0,40%.
На некоторых заводах все детали ответственного на-
значения подвергают контролю по глубине цементован-
ного слоя. Например, для тяжелонагруженных зубчатых
колес из стали 20Х2Н4А установлен следующий порядок
контроля. После цементации на каждом зубчатом колесе
под углом с торца затачивают один зуб. Заточенную по-
верхность тщательно шлифуют и протравливают водным
или спиртовым раствором азотной кислоты. Глубину слоя
измеряют сразу после травления на смоченном реактивом
шлифе (после высыхания реактива или после его удале-
ния цементованный слой виден хуже) при помощи бринел-
левской лупы. При газовой цементации стали 20Х2Н4А
с последующим охлаждением деталей на воздухе, за глу-
бину слоя принимают расстояние от поверхности до конца
темной зоны, от которого отнимают 0,15—0,20 мм. При
таком методе измерения глубины слоя в цеховых условиях
полученные результаты совпадают с лабораторными изме-
рениями. В обоих случаях глубина слоя соответствует
расстоянию от поверхности до зоны, содержащей 0,35—
0,40% С.
Выводы. 1. Основными дефектами цементованной стали
являются: анормальность структуры, устойчивый пере-
грев, обезуглероживание и внутреннее окисление, обра-
зование трещин в слое при охлаждении после цементации,
присутствие в структуре карбидной сетки и остаточного
аустенита.
2. Анормальность структуры встречается главным
образом в цементованном слое углеродистых сталей. Анор-
мальность зависит от природы стали и от условий охла-
ждения после цементации. Присутствие в стали"''Кисло-
рода, молибдена, вольфрама, бора способствует получе-
нию анормальной структуры.
207
3. Устойчивый перегрев сталей 20Х2Н4Аи 18Х2Н4МА,
сохраняющийся в цементованных и окончательно терми-
чески обработанных деталях, способствует понижению
усталостной прочности, пластичности и ударной вязко-
сти, а также стойкости против образования питтингов.
4. Обезуглероживание цементованного слоя, полу-
чающееся при охлаждении после цементации и при нагре-
вах для последующей термической обработки, снижает
усталостную прочность.
5. При определенных скоростях охлаждения после
цементации превращение аустенита в слое происходит
раньше (по перлитному типу), а в сердцевине позже (по
промежуточному и мартенситному типу), что вызывает
появление больших растягивающих напряжений в слое,
приводящих к образованию в нем трещин. Изменяя усло-
вия охлаждения после цементации, можно предотвратить
образование трещин.
6. Для гарантии высокого качества цементуемых дета-
лей рекомендуется производить контроль микрострук-
туры по основной структуре и по карбидной фазе с при-
менением специальных шкал.
7. За глубину цементованного слоя следует принимать
расстояние от поверхности до зоны, содержащей 0,35—
0,40% С. Контроль следует производить после охлаждения
от температуры цементации (на воздухе или с ящиком)
или после отжига. Участок слоя с таким содержанием
углерода определяют по феррито-перлитной структуре
(углеродистые стали) и по трооститной зоне по специально
разработанной методике (легированные стали).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Архаров В. И. Кристаллография закалки стали. Свердловск—
Москва, Металлургиздат, 1951, 141 с.
2. Ассонов А. Д. Технология термической обработки деталей
автомобиля. М., Машгиз, 1957, 264 с.
3. Ассонов А. Д. Современные марки сталей для шестерен и
технология их термической обработки. — «Вестник машиностроения»,
1961, № 8, с. 45—49.
4. Ассонов А. Д. Современные*методы термической обработки
стали. М., «Машиностроение», 1964,' 189 с.
5. Ассонов А. Д. Технология термической обработки деталей
машин. М., «Машиностроение», 1969, 263 с.
6. Балтер М. А. Упрочнение деталей машин. М., «Машинострое-
ние», 1969, 196 с.
7. Безбородько М. Д. Торможение развития питтинга смазочными
материалами.—«Вестник машиностроения», 1963, № 1, с. 48—51.
8. Блантер М. Е. Диффузия углерода в аустените. — «Журнал
технической физики», т. 17, вып. И, 1947, с. 1331—1340.
9. Блантер М. Е. Технологическое значение прокаливаемое™
стали.—Сб. «Современные методы термической обработки стали».
(МДНТП им. Дзержинского). М., Машгиз, 1954. с. 49—60.
10. Богатырев Ю. М. Отпуск поверхностно-закаленной конструк-
ционной стали. М., Машгиз, 1950, 112 с.
11. Бокштейи С. 3. Закономерность изменения сопротивления от-
рыву при отпуске стали. Доклады АН СССР, т. 67, № 4, 1949, с. 651—
654.
12. Бокштейи С. 3., Губарева М. А., Конторович И. Е., Мо-
роз Л. М. Особенности диффузии углерода в железе. — «Металловеде-
ние и термическая обработка металлов», 1961, № 1, с. 10—14.
13. Болховитинов Н. Ф. Металловедение и термическая обработка.
М., «Машиностроение», 1965, 503 с.
14. Воробьев В. Г. Термическая обработка стали при температурах
ниже нуля. М., Сборонгиз, 1954, 306 с>
15. Гольдштейн Я. Е. Вопросы теории и практики в высокочастот-
ной закалке чугуна. — Сб. «Термическая обработка металлов», Ма-
териалы конференции. (УРАЛНИТОМАШ). Москва—Свердловск, Маш-
гиз, 1950, с. 273—302.
16. Гольдштейн Я. Е. Низколегированные стали в машинострое-
нии. М., Машгиз, 1963.
17. Головко В. И. Способ обнаружения нафталинистого и камне-
видного изломов.—«Сталь», 1958, № 12, с. 1124—1127.
14 В. С. Сагарадзе 209
18. Грозин Б. Д. Механические свойства закаленной стали. Киев—
Москва, Машгиз, 1951, 168 с.
19. Гугель С. М. Опыт применения триэтаноламина для газовой
нитроцементации. М., НИИИнформтяжмаш, 1957, 28 с.
20. Гудремон Э. Специальные стали. Пер. с нем. том I, Металлург-
издат, 1959, 952 с.
21. Гуляев А. П. Термическая обработка стали. М., Машгиз,
1960, 496 с.
22. Гура Г1 С., Барановский Ю. П. Рациональные режимы терми-
ческой обработки изделий из сталей 20ХГНР и ЗОХГТ.—«Вестник
машиностроения», 1969, № 6, с. 61—62.
23. Ермаков С. С. О содержании углерода в цементуемых сталях. —
«Металловедение и обработка металлов», 1957, № 7, с. 43—45.
24. Есин О. А., Гельд П. В. Физическая химия пирометаллурги-
ческих процессов. Часть I, Свердловск, Металлургиздат, 1962, 671 с.
25. Заморуев Г. М. Влияние структуры и твердости цементован-
ной стали на ее износостойкость. — Сб. «Термическая обработка ме-
таллов». Материалы конференции. (УРАЛНИТОМАШ), Москва—
Свердловск, Машгиз, 1950, с. 262—272.
26. Исхаков С. С. Предотвращение хрупкого разрушения стали
при шлифовании. — «Вестник машиностроения», 1971, № 10.
27. Калетин Ю. М., Садовский В. Д. Структурная наследственность
в цементуемых легированных сталях. — «Металловедение и термиче-
ская обработка металлов», 1966, № 2, с. 7—И.
28. Калинин А. Т. Применение контролируемых атмосфер при
термической обработке. М., ЦИНТИМАШ, 1961, 100 с.
29. Калинин А. Т. Контроль и регулирование процессов наугле-
роживания стали при химико-термической обработке. — «Бюллетень
технико-экономической информации», М., ГОСИНТИ, 1963, № 6,
с. 22—24.
30. Кальнер В. Д., Юрасов С. А. Внутреннее окисление при це-
ментации. — «Металловедение и термическая обработка металлов»,
1970, № 6, с. 2—5.
31. Карасев Н. А. Повышение выносливости деталей автомобиля
наклепом дробью. — Сб. «Повышение усталостной прочности деталей
машин поверхностной обработкой», Под ред. С. В. Серенсена. М.,
Машгиз, 1952, с. 163—176.
32. Кидин И. Н., Щербединский Г. В., Андрюшечкин В. И., Вол-
ков В. А. Влияние предварительной холодной пластической деформации
на диффузию углерода в аустените. — Металловедение и термическая
обработка металлов», 1971, № 12, с. 26—29.
33. Климова Н. С., Натапов В. С., Ольшанский В. Е., Петров-
ская Л. М. О природе образования анормальной структуры в цемен-
туемых сталях. — «Металловедение и термическая обработка метал-
лов», 1967, № 8, с. 55—57.
34. Козловский И. С. Пути повышения прочности цементуемых
сталей для автомобильных шестерен. — Сб. «Повышение усталостной
прочности деталей машин поверхностной обработкой». Под ред.
С. В. Серенсена. М., «Машгиз», 1952, с. 135—150.
35. Козловский И. С., Новикова А. Я., Калинин А. Т., Нико-
нов В. Ф. Повышение прочности автотракторных шестерен цемента-
цией и нитроцементацией. — «Металловедение и термическая обра-
ботка металлов», 1966, №, 5, с.-37—40.
36. Козловский И. С. Химико-термическая обработка шестерен.
М., «Машиностроение», 1970, 230 с.
210
37. Конторович И. Е. Повышение прочности деталей машин термо-
химической обработкой. — Сб. «Повышение прочности деталей машин».
Изд. АН СССР, 1949, с. 84—95.
38. Конторович И. Е. Термическая обработка стали и чугуна.
М., Металлургиздат, 1950, 683 с.
39. Кораблев А. И. Основные виды контактных разрушений це-
ментованных и азотированных зубчатых колес и методы их предупреж-
дения. — «Вестник машиностроения», 1963, № 12, с. 7—14.
40. Кораблев А. И., Решетов Д. Н. Повышение несущей способности
и долговечности зубчатых передач. М., «Машиностроение», 1968, 288 с.
41. Костецкий Б. И. Основные вопросы в проблеме сопротивления
изнашиванию деталей машин. — Сб. «Развитие теории трения и изна-
шивания». М., Изд. АН СССР, 1957, с. 117—135.
42. Котов О. К. Поверхностное упрочнение деталей машин химико-
термическими методами. М., «Машиностроение», 1969, 344 с.
43. Крагельский И. В. Трение и износ. М., «Машиностроение»,
1968, 480 с.
44. Крылов В. И., Семенова Л. М., Слобин В. 3., Кучерук Г. Е.
Влияние дефектов нитроцементации на усталостную прочность зубьев
шестерен из стали 25ХГТ. — «Металловедение и термическая обра-
ботка металлов», 1971, № 12, с. 33—37.
45. Лахтин Ю. М., Кальнер В. Д., Седунов В. К., Смирнова Т. А.
Влияние предварительной холодной деформации на цементацию стали.—
«Металловедение и термическая обработка металлов», 1971, № 12,
с. 22—26.
46. Любарский И. М. Повышение износоустойчивости тяжелона-
груженных шестерен. М., «Машиностроение», 1965, 130 с.
47. Магазаник С. И.,. Потак Я. М. Влияние термической обработки
на сопротивление стали отрыву. — «Журнал технической физики»,
т. 20, вып. 11, 1950, с. 1315—1321.
48. Меськин В. С. Основы легирования сталй. М., Металлург-
издат, 1959, 688 с.
49. Минкевич А. Н. Химико-термическая обработка металлов и
сплавов. М., «Машиностроение», 1965, 491 с.
50. Натапов В. С., Ольшанский В. Е., Василенко Г. И., Воло-
щук М. Д. О механизме образования анормальной и нормальной струк-
туры в стали. — «Известия вузов». Черная металлургия». Металлург-
издат, 1963, № 4, с. 115—123.
51. Нахимов А. М. Методы устранения трещин, образующихся
при цементации деталей из хромоникелевой стали. — «Вестник ма-
шиностроения», 1955, № 3, с. 74—75.
' 52. Нахимов Д. М., Новикова А. Я. Остаточные напряжения после
цементации и нитроцементации. — «Металловедение и термическая
обработка металлов», 1968, № 7, с. 22—26.
53. Нехендзи Ю. А., Вязников Н. Ф., Ермаков С. С. Новые со-
ставы цементуемой стали. Научные доклады Высшей школы, серия
- «Металлургия», 1958, № 4, с. 240—246.
54. Носовский И. Г. Исследование изнашивания стали 45 в воз-
духе, аргоне и кислороде. — Сб. «Развитие теории трения и изнаши-
вания». М., Изд. АН СССР, 1957, с. 181 —193.
55. Окисление металлов. Под ред. Бенара Ж- Пер. с французского,
том II. М., Металлургия, 1969, 448 с.
56. Осипян А. В. Экспериментальное исследование питтинговых
разрушений в зубчатых передачах. Труды НАТИ, вып. 43. М., Маш-
гиз, 1945, с. 5—78.
14
211
57. Паварас А. Э., Геллер КД>. д. Влияние остаточного аустенита
на прочность инструментальных сталей. - «Металловедение и reS
ческая обработка металлов», 1.9^5 № 4 45 и теРми
прочныхП^закаленных') сталеТпа® контактиой выносливости высоко-
м'аХ^о^ияГТэУО, № ГрП^™остным склепом. - «Вестник
,к«™ ' кон'стрТкциотой ₽™“^Те^™СК0’Ла„б0™и т "“"У
физик», т. 15, ВНП. 4, 1949. c.^_79Y"' - Ж>р|,ал технической
туемых -»»'
бота». М„ Машгиз, 1958, с 93-Ж с”лавы “ и теР“™“м
.Bec^HKn3ZOTA<»L»aC^4" ТЖГ'8 машин. -
етрмни ",“"S fjjV0"™3’ прочность в машинах. М„ «Машино-
erJ\"^o^ В- Га’овая цементация
коле?4' П«СтЗи“иВ'ннс™™» Н|м ™ности «“«тованных зубчатых
колес. — «станки и инструмент», iggj j\b 3 с 17_19
Ге£-?МЖ"^
Р о4« ИРАЛНИТ0МАШ)- Москва—Свердловск, Машгиз, 1950,
ftvhvQuu0— сиА’ббПпоб^ГыМ^тЧеская обработка процессов атомной
Москва—Свердловск^ Машгиз, 1^°“Л™"Я " термической обработки»,
о ановмS= аустенита в сталях
с анормальной структур о • ^-б- 68 «Термическая обработка метал-
М?талл?Р™зда?Р 1958, Л_22 Л"™СК'>ГО ""статута, Свердловск,
рабски "°тХ А<4иоХм^ химико-термическое об-
зубьй' ц"еРм=^ Г™
И инструмент», 1965, № 10, с. прочность. - «Станки
70. Прядилов В. И., Чириков В' т Шевелев A F Ппименение
хромомарганповотитановой стали 18ХГТ для цементуемьГ шестерен
автомобиля. «Автомобильная промышленность>>> jg46)
19б5,И 294а смЧаШИН0СТР°ИТеЛЬНЫ°Л^аИ^
?9Тт7т1кДоН
312 с4 Саверин М> М’ ДР°б^РУйный наклеп. М., Машгиз, 1955,
мЯппк^90ХГ9Н4Де иВ'1ЯСХ9Н4вТаЦ4я и теРмическая обработка стали
"«SaoSXo» ‘SX» C\Sa”8“ ’’ЯУи?
jQffy • z’luvnoa члзердловск, тащгиз,
212
76. Сагарадзе В. С., Малыгина Л. В. Влияние структуры на устало-
стную прочность цементованной стали 20Х2Н4А. — «Металловедение
и термическая обработка металлов», 1969, № 1, с. 25—31.
77. Садовский В. Д., Воронов П. Е., Чупракова Н. П., Браун М. П.
К вопросу о термической обработке цементируемых легированных
сталей. — Сб. «Термическая обработка металлов» (УРАЛНИТОМАШ),
Москва—Свердловск, Машгиз, 1952, с. 211—227.
> 78. Садовский В. Д., Малышев К. А., Сазонов В. Г. Фазовые и
структурные превращения при нагреве стали. Москва—Свердловск,
Металлургиздат, 1954, 183 с.
79. Садовский В. Д., Малышев К- А., Полякова А. М. и др. Камне-
видный излом в конструкционных легированных сталях. — «Сталь»,
1955, № 6, с. 545—548.
80. Садовский В. Д., Бухвалов А. Б., Смирнов Л. В. О наслед-
ственности упрочнения при термической и термомеханической обра-
ботке стали.—«Металловедение и термическая обработка металлов»,
1969, № 12, с. 13—21.
81. Свешников Д. А. Повышение усталостной прочности Цементо-
ванных и цианированных деталей наклепом дробью. — «Металловеде-
ние и. термическая обработка металлов», 1964, № 4, с. 47—51.
82. Свешников Д. А., Кудрявцев И. В., Гуляева Н. А., Голу-
бовская А. Д. Исследование химико-термической обработки зубчатых
колес. — «Металловедение и термическая обработка металлов», 1966,
№ 7, с. 2—8.
83. Серенсеи С. В. Сопротивление усталости в связи с упрочнением
и конструктивными факторами. — Сб. «Повышение усталостной проч-
ности деталей машин поверхностной обработкой» (По материалам со-
вещания ВНИТОМАШ). М., Машгиз, 1952, с. 5—28.
84. Сидорин И. И., Генкин М. Д., Рыжов И. М. Остаточные напря-
жения в поверхностном слое профилей зубьев и их влияние на долго-
. вечность зубчатых колес. — «Вестник машиностроения», 1965, № 2,
с. 64—67.
85. Смольников Е. А., Жданов Ф. И. Соляные ванны для термиче-
ской обработки изделий. М., Машгиз, 1963, 124 с.
86. Стародубов К. Ф. Термическое упрочнение низкоуглеродистой
стали. — «Металловедение и термическая обработка металлов», 1965,
. № 7, с. 30—32.
87. Тарасов А. М. Стали, применяемые для автомобильных деталей
в США. —«Автомобильная промышленность», 1958, № 8, с. 41—44.
88. Тарасов А. М., Семенченко М. Р. Возможность повышения тем-
пературы цементации в твердом карбюризаторе до 980°. — «Метал-
ловедение и обработка металлов», 1958, № 9, с. 39—42.
89. Трубин Г. К- Контактная усталость материалов для зубчатых
колес. М., Машгиз, 1962, 403 с.
90. Уманский Я. С., Финкельштейн Б. Н., Блантер М. Е. и др.
Физические основы металловедения. М., Металлургиздат, 1955,
к 724 с.
91. Фельдман Л. М., Балтер М. А. Методика исследования износа
цементованной стали, применяемой для изготовления зубчатых колес. —
«Заводская лаборатория», 1955, № 12, с. 1501—1503.
92. Фомеико Г. Д., Егоров В. С., Андреева А. Г. Исследование
контактной прочности цементованной стали 12ХНЗА. — «Металловеде-
ние и термическая обработка металлов», 1963, № 1, с. 23—25.
93. Френкель Я. И. Введение в теорию металлов. М.—Л., Гостех-
издат, 1950, 383 с.
213
94. Хрущов М. М., Бабичев М. А. Абразивное изнашивание. М.,
«Наука», 1970, 252 с.
95. Чириков В. Т. Повышение прочности и долговечности цементо-
ванных шестерен автомобиля. — Сб. «Повышение усталостной проч-
ности деталей машин поверхностной обработкой» (По материалам со-
вещания ВНИТОМАШ). М., Машгиз, 1952, с. 151—162.
96. Шитов А. П. Диффузия кислорода при цементации стали. —
«Металловедение и термическая обработка металлов», 1970, № 9, с. 49—
50.
97. Шубин Р. П., Приходько В. С. Технология и оборудование
термического цеха. М., «Машиностроение», 1971, 280 с.
98. Шувал Г. М., Лупаков И. С., Фельдман И. А. Высокотемпера-
турная газовая цементация сталей.—«Металловедение и обработка
металлов», 1956, № 6, с. 48—52.
99. Эпштейн Г. Н., Паисов И. В. Обкатка цементованного слоя
роликами.—«Металловедение и термическая обработка металлов»,
1964, № 12, с. 30—38.
100. Эпштейн Г. Н. Влияние обкатки роликами на механические
и технологические свойства цементуемых сталей. — «Металловедение
и термическая обработка металлов», 1966, № 3, с. 6—10.
101. Эрлих Л. В. Элементы теории и механизм контактных разру-
шений. — «Вестник машиностроения», 1963, № 1, с. 26—31.
102. Rose A., Hougardy Н. Entartete Gefiige als gleichgewichts-
nake umwandlungsform des Austenits. «Archive Eisenhiittenwesen»,
H4, 1963, 259 S.
103. Sigwart H. Case Hardiening Steel for Gears in Mercedes Cars
and Trucks. «Metal Progress», 1963, N 1.
104. Wiester H., Push R., Hoffman M. Ursache und Entstehung
des anomalen Geftiges in Stahlen. «Archiw Eisenhiittenwesen», H. 12,
1960, s. 731.
ОГЛАВЛЕНИЕ
Предисловие ..............................................3
Глава 1
Характеристика различных видов разрушения
цементованных деталей в процессе их эксплуатации
1. Общие сведения об условиях работы цементованных
деталей и предъявляемые к ним требования................. 5
2. Стали, применяемые для цементуемых деталей......... 7
3. Повреждения деталей вследствие износа цементованной
поверхности .... .......................... 8
4. Повреждения деталей вследствие образования питтингов 17
5. Поломки цементованных деталей........................ 25
6. Сколы цементованного слоя .... ............ 30
Г л а в а 2
Основные закономерности цементации стали
1. Процессы науглероживания стали при цементации в твер-
дом и газовом карбюризаторах............................ 33
2. Цементация в эндотермической атмосфере............... 39
3. Механизм диффузии в твердых растворах ..... 44
4. Основные закономерности диффузии..................... 47
5. Влияние режима цементации на глубину слоя и концен-
трацию в нем углерода .................................. 53
Г л а в а 3
Свойства цементованной стали в зависимости
от ее состава, режима цементации
и режима термической обработки
1. Влияние содержания углерода на свойства цементован-
ной стали ............................................. 61
2. Влияние режима цементации на структуру и свойства
цементованной стали .................................... 69
3. Влияние условий охлаждения после цементации на струк-
туру, напряженность, деформацию и свойства цементован-
ной стали............................................... 86
4. Влияние режима термической обработки на структуру
и свойства цементованной стали ........................ 100
215
5. Влияние поверхностного наклепа на повышение проч-
ности и долговечности цементованной стали.............. 150
6. Влияние шлифования на долговечность цементованных
зубчатых колес......................................... 154
Глава 4
Дефекты и контроль цементованных деталей
1. Дефекты исходного металла ........................ 164
2. Дефекты, образовавшиеся в процессе горячей механи-
ческой обработки ...................................... 171
3. Дефекты цементации и последующей термической обра-
ботки ................................................. 183
4. Трещины, образующиеся при шлифовании.............. 194
5. Контроль качества цементованного слоя по микрострук-
туре ................................................ 196
6. Контроль деталей по глубине цементованного слоя ... 198
Список литературы .................................... 209
Владимир Спиридонович САГАРАДЗЕ
ПОВЫШЕНИЕ НАДЕЖНОСТИ ЦЕМЕНТУЕМЫХ ДЕТАЛЕЙ
Редактор издательства Н. С. Степанченко
Технические редакторы: Л. Т. Зубко, И. В. Тимофеенко
Корректор А. М. Усачева Переплет художника А. С. Мунтяна
Сдано в набор 27/V 1974 г. Подписано к печати 5/1П 1975 г. Т-05138
Формат 84Х1081А2 Бумага типографская № 2
Усл. печ. л. 11,34 Уч.-изд. л. 11,8
Тираж 7000 экз. Заказ № 1047 Цена 73 коп.
Издательство «Машиностроение», 107885, Москва, Б-78, 1-й Басманный пер., д. 3
Ленинградская типография № 6 Союзполиграфпрома
при Государственном комитете Совета Министров СССР
по делам издательств, полиграфии и книжной торговли
193144, Ленинград, С-144, ул. Моисеенко, 10