Термическая обработка коленчатого вала

     Недоліками  високолегованих хромонікельмолібденованадієвих сталей є складність їх обробки різанням і велика схильність до утворення флокенів.

     Прогартовуваність сталі визначається стійкістю переохолодженого аустеніту, перетином виробу і швидкістю охолодження. При досягненні в певному перетині виробу швидкості охолодження більше критичної після гарту виходить структура мартенситу. При менших швидкостях охолодження поряд з мартенситом можуть утворюватися структура бейніту (верхнього та нижнього) і навіть продукти розпаду на першій стадії (надлишковий ферит і перліт). Крім того, поряд з мартенситом після гарту може бути присутнім і залишковий аустеніт.

     Всі легуючі елементи, крім кобальту, підвищують прогартовуваність сталі.

     Сильні карбідоутворюючі елементи (V) можуть двояко впливати на прогартовуваність. Вони збільшують прогартовуваність, якщо розчинені в аустеніт, і зменшують її, якщо пов'язані в карбіди або карбонітриди. Зазвичай в конструкційні поліпшувальні сталі ці елементи вводять в невеликих кількостях (~0,1%) з метою забезпечення дрібнозернистої структури, тому їх вплив на прогартовуваність відносно невеликий.

     Властивості поліпшувальної сталі залежать від прогартовуваності, тобто від структури по перерізу виробу після гарту.

     На  основі численних досліджень можна  стверджувати, що найбільш високі механічні  властивості (практично за всіма  показниками) досягаються після  високого відпуску вихідної структури мартенситу. Якщо сталь має інші структури, то деякі властивості можуть погіршуватися. Особливо сильно це може позначатися на параметрах, які характеризують опір сталі крихкому руйнуванню (наприклад, температурі переходу) і в’язкому руйнуванню (роботі розвитку тріщини).

     У загартованій конструкційній сталі  може бути присутнім в невеликій кількості залишкового аустеніту. Його вплив на властивості сталі після відпустку може бути двояким. Якщо залишковий аустеніт розпадається при відпуску на ферит і карбід, то це викличе окрихчування сталі. Стабілізований залишковий аустеніт, що не розклався при відпуску, розташований між пластинами мартенситу у вигляді тонких прошарків, виключно сильно підвищує в'язкість руйнування високоміцних сталей. Таким чином, якщо після гарту у виробах виходить структура мартенситу в суміші з нижнім бейнітом (до 50%), то властивості сталі не погіршуються. Поява ж поряд з мартенситом або нижнім бейнітом високотемпературних продуктів розпаду - верхнього бейніту і ферито-перлітної суміші - знижує значення опору сталі крихкому і в’язкому руйнуванню.

     Легованим конструкційним сталям властива підвищена  анізотропія властивостей, тобто  різниця властивостей в залежності від напрямку деформації при куванні  або прокатці. Зменшення анізотропії  властивостей досягається металургійними способами (зменшенням в сталі сульфідів  та інших неметалевих включень, зміною умов гарячої пластичної деформації та ін.) Ці ж сталі чутливі до флокенів, найбільш чутливі до утворення флокенів доевтектоїдні леговані перлітні і перлито - мартенситні сталі.

    Температури критичних точок сталі 38ХН3МФА

    А_с1=725°С;

    А_с3=775°С.

    Для легованих сталей, що містять карбідоутворювачі – Cr, Mo, V діаграми ізотермічного перетворення мають дві чітко розділені між собою області перлитного та проміжного перетворень, тому на діаграмі ми спостерігаємо дві стійкості переохолодженого аустеніту. Саме такі С-подібні криві сталі 38ХН3МФА зображені на рисунку 4.2.

     Практично всі легувальні елементи, окрім Со зсувають С-подібну криву праворуч. Так як дана сталь легована, то стійкість переохолодженого аустеніту збільшується. Крім того легування призводить до зменшення температури М_п, М_к. 
 

Таблиця 4.2 – Хімічний склад, інтервал A₁-A_3, M_П, T_H [6]

 

 

Рисунок 4.2 – Діаграма ізотермічного перетворення сплаву 38ХН3МФА[6]

       При азотуванні легованих сталей утворюються  леговані ε- та γ'-фази. ε-фаза – твердий розчин на основі нітриду Fe_2-3N(4,55-11,0% N) кристалічна гратка – гексагональна. γ'-фаза – твердий розчин на основі нітриду Fe₄N з г.ц.к граткою. Такі елементи, як Mo, Cr, V, будучи розчинені в фериті, підвищують розчинність азоту в α-фазі і утворюють спеціальні нітриди MeN і Me₂N.

       Легуючі елементи впливають на термодинамічну активність азоту в сталі, і завдяки  цьому при однаковій активності атмосфери вміст азоту в сталі  буде визначатися кількістю та інтенсивністю  впливу легувальних елементів.

       Високодисперсні нітриди легувальних елементів  та зони, що збагачені N, Mo, Cr гальмують рух дислокацій та підвищують твердість азотованого шару легованих сталей. 

       Азотування  заліза не спричиняє значного підвищення твердості. Високу твердість мають  лише γ'-фаза та азотистий мартенсит α'. Всі легуючі елементи зменшують товщину азотованого шару, але різко підвищують твердість на поверхні (рисунок 4.3) і по перерізу дифузійного шару . 

 
 

     Рисунок 4.3 – Вплив легувальних елементів на глибину азотованого шару та поверхневу твердість

       За  структурою у відпаленому стані сталь 38ХН3МФА відноситься до доевтекоїдного класу, а в нормалізованому – до мартенситного.

     Посилаючись на діаграму ізотермічного перетворення можна розрахувати критичну швидкість охолодження:

    V_кр=

    t_н=850̊ С

    t_min1=600 ̊С – температура мінімальної стійкості переохолодженого аустеніту в перлітній області;

    t_min2=300̊ С – температура мінімальної стійкості переохолодженого аустеніту в бейнітній області ;

    τ₁=1 год=3600 сек

    τ₂=1 хв=60 сек

    V_кр1= ̊С/с

    V_кр2=̊С/с

5. Розробка  режимів та технології термічної  обробки 

     Для поліпшувальних сплавів, а саме для 38ХН3МФА, застосовують в загалом наступні види термічної обробки:

1. нормалізація ( термічна операція, при якій сталь нагрівають до температур на 30 - 50 ̊С вище верхній критичній точці Ас₃ і Асm, потім витримують при цій температурі і охолоджують на спокійному повітрі). При нормалізації зменшується внутрішні напруження, відбувається перекристалізація сталі, зменшується крупнозернистість структури металу;
2. високий відпуск (нагрівання до 660° С протягом 5 год, витримка, охолодження з піччю приблизно до 100° С);
3. зміцнювальний режим – гартування (нагрівання до 850° С протягом 2-3 год з витримкою при цій температурі 6-7 год., охолодження в маслі протягом 50-60 хв), відпуск (посадка в піч з температурою не вище 200 °С, нагрівання до 600° С протягом 2-3 год, витримка 8-9 год);
1. газове азотування проводять в атмосфері дисоційованого аміаку. Також в процесі ТО та ХТО виконуються допоміжні операції технологічного процесу:
1. обрізання облоя;
2. очищення від окалини;
3. захист окремих поверхонь виробів, які не повинні піддаватись ХТО;
4. промивання;
5. рихтування;
6. контроль.

 
 
 
 
 
 
 

     Гартування  – це вид термічної обробки, яка включає нагрівання сталі до температур, які вище на 30…50°С критичної точки А_С3 – для доевтектоїдної сталі. Далі відбувається витримка для завершення фазових перетворень та охолодження зі швидкістю вище критичної. Гартування не є завершальною операцією термічної обробки.

     Щоб зменшити крихкість та напруження, які виникли після гартування, та отримати необхідні механічні  властивості, сталь після гартування обов’язково піддають відпусканню.

     Конструкційні сталі піддають гартуванню для підвищення міцності, твердості, отримання достатньо  високої пластичності і в’язкості, а для ряду деталей також і  високої зносостійкості.

     Для сталі 38ХН3МФА температура гартування складає 850°С. Така температура гартування є оптимальною так як забезпечує перехід до аустенітної структури. Якщо ж вибрати вищу температуру, то це може призвести до надмірного зростання зерна аустеніту, що негативно впливає на всі властивості сталі.

     Охолодження при гартуванні повинно забезпечувати  структуру мартенсит і не повинно  викликати дефекти: тріщини, деформації, короблення.

     Особливості мартенситного перетворення:

1. Бездифузійність перетворення: атоми при перебудові кристалічної гратки зміщуються на відстань менше міжатомного проміжку, а концентрація вуглецю в мартенситі залишається такою ж, яка була у вихідному аустеніті.
2. Не залежить від швидкості перетворення: температура початку мартенситного перетворення М_п залишається постійною в широкому діапазоні швидкостей охолодження і саме перетворення не можливо зупинити при найбільш технічно досягнутих швидкостях охолодження. Перетворення закінчується по досягненні точки М_к, але не доходить до кінця, і завжди залишається декотра кількість А_зал.
3. Безперервне охолодження: для розвитку перетворення необхідно забезпечити безупинне охолодження в інтервалі М_п – М_к. Припинення охолодження і витримка при постійній температурі в середині цього інтервалу приведе до припинення мартенситного перетворення, аустеніт не перетворений на мартенсит залишається у вигляді А_зал.
4. Безнікубаційність перетворення: перетворення не має інкубаційного періоду і по досягненні температури М_п відразу майже миттєво утворюється деяка кількість мартенситу.
5. Висока швидкість перетворення: мартенсит утворюється у вигляді пластин, що ростуть зі швидкістю 1км/с при будь-яких температурах. Кількість мартенситу при охолодженні нижче точки М_п збільшується внаслідок миттєвого виникнення нових його кристалів.
6. Орієнтованість росту кристалів: між гратками кристалів мартенситу і вихідного аустеніту існує закономірне орієнтаційне співвідношення. Мартенсит – метастабільна фаза. Мартенситне перетворення полягає в закономірній перебудові гратки при якій атоми у вихідній фазі і фазах, що утворюються, не обмінюються місцями, а лише пересуваються відносно один одного на відстані, що не перевищує міжатомні. Чим більше вуглецю в мартенситі, тим вище ступінь його тетрагональності. Нагрівання зазвичай проводиться при температурі, що забезпечує перехід до аустенітної структури. Для доевтектоїдних сталей: Ас₃+(30-50)°С-А; для заевтектоїдних сталей: Ас+(30-50)°С-А+Ц_II. Обмежена температура обумовлена небезпекою надмірного зростання зерна аустеніту. Необхідність вибору якомога меншої швидкості охолодження при гартуванні на мартенсит обумовлена небезпекою утворення дефектів внаслідок великого перепаду температур (тріщини, короблення). Це обумовлено утворенням термічних напружень. Великі напруження виникають при перетворенні аустеніту на мартенсит в інтервалі М_п-М_к. Це обумовлено різницею питомого об’єму.

     Для виробів зі сталі З8ХН3МФА охолодження проводиться в маслі. Таке середовище обирається тому, що воно забезпечує утворення мартенситної структури не перетинаючи області з іншими перетвореннями. Така швидкість охолодження більша V_кр.

     Масло як гартівне середовище має наступні переваги: невелику швидкість охолодження  в мартенситному інтервалі температур, що знижує можливість виникнення гартівних  дефектів та постійність гартівної  здатності в широкому інтервалі  температур середовища (20…150°С).

     До  недоліків необхідно віднести підвищену  небезпеку загоряння, недостатню стабільність, низьку охолоджуючу здатність в  області температур перлітного перетворення, а також підвищену вартість.

     Відпуск – це вид термічного оброблення, яке полягає в нагріванні загартованої сталі до температур нижче А_С1 , технологічній витримці при заданій температурі і наступному охолодженні з певною швидкістю. Відпуск є завершальною операцією термічної обробки, в результаті якої сталь отримує необхідні механічні властивості. Крім того відпуск повністю або частково усуває внутрішні напруження, які виникають при гартуванні. Ці напруження усуваються тим повніше, чим вище температура відпуску. Швидкість охолодження після відпуску також впливає на величину залишкових напружень. Чим повільніше охолодження, тим менші залишкові напруження.

     Основний  вплив на властивості сталі дає  температура відпуску.

     Для сталі 38ХН3МФА необхідно провести високий відпуск при температурі 600°С, яка перевищує максимальну температуру наступного азотування, щоб не відбувся повторний відпуск сталі.

     Після відпуску отримується структура  сорбіт відпуску.

     Сорбіт  має пластинчасту будову. Сорбіт, який ще називається квазіевтектоїдом, не відповідає евтектоїдному складу (містить вуглецю більше або менше 0,8%). В порівнянні з троститом сорбіт має найбільше відносне видовження і відносне звуження.

     Також треба відмітити, що дана сталь є  схильною до відпускної крихкості, тому охолодження після відпуску повинно  бути швидшим.

     Відпускна крихкість 2-го роду спостерігається  при температурах 500…550°С. Вона є  зворотною. Цей вид крихкості  не виникає при пришвидшеному  охолодженні після відпуску.

     Крихкість, яка виникає в результаті повільного охолодження з 500…550°С, може бути усунена  повторним відпуском при 600…650°С з наступним швидким охолодженням. Введення до сталі Mo в невеликій кількості (0,2…0,3%) значно знижує схильність її до відпускної крихкості.