Организация и технология контроля качества стали ШХ15СГ-В

Для исследования загрязненности стали ШХ15СГ-В неметаллическими включениями применяется шкала ГОСТ 1778—70, в основу построения которой заложены три основных параметра, характеризующих включения: состав, форма и площадь.

Шкала состоит из пяти баллов и классифицирует следующие виды включений: оксиды — строчечные (ОС) и точечные (ОТ); силикаты — хрупкие (СХ), пластичные (СП) и недеформирующие­ся (глобулярные СН); сульфиды (С); нитриды и карбонитриды стро­чечные (НС), нитриды и карбонитриды точечные (НТ), нитриды алюминия   (НА).

Шкала содержит 85 фотоэталонов включений, наиболее ти­пичных как для углеродистых низколегированных, так и высоко­легированных сталей. Площадь, занимаемая включениями, возрас­тает от балла к баллу в геометрической прогрессии с множителем 2.

Оценка степени загрязненности стали ШХ15ГС-В неметаллическими включениями производится путем сравнения включений, наблюдаемых под металлографическим оптическим микроскопом в отраженном свете на нетравленом микрошлифе, с эталонной шкалой. Исследуемый образец стали ШХ15СГ-В (рисунок 2) имеет оксиды точечные (1 балл) и оксиды строчечные (1 балл), а также сульфиды 3 балла. Данные показатели загрязненности стали неметаллическими включениями не выходят за пределы, устанавливаемые ТУ 14-1-3680-83.

Рисунок 2 – Исследуемый образец

В соответствии с ТУ 14-1-3680-83 (приложение), загрязненность стали ШХ15СГ-В неметаллическими включениями не должна превышать, в баллах: по оксидам – 3, по сульфидам – 3, по глобулям – 3. Допускаются выпады (баллы более указанных) – по одному выпаду по двум видам включений, при этом по глобулям до 4 балла включительно.

4 Критические точки стали, выбор режима термообработки и контроль механических свойств

Критические точки Ac1 и Ас3 – важнейшие характеристики, определение которых необходимо для назначения режимов термической обработки стали. Положение критических точек связано с химическим составом стали. Легирующие элементы значительно влияют на критические точки в сталях. В частности, они могут интенсивно смещать точку Ас1 в стали.

Как правило, карбидообразующие элементы повышают температуру диссоциации карбидов, и если при этом они также повышают температуру →γ – превращения, то влия­ние их на точку Ас1 особенно сильно (рисунок 3).

Рисунок 3 – Влияние легирования на положение точки Ас1 в стали

Свое­образно влияние хрома на точку Ас1. Хром до 12—13 % сравнительно слабо повышает точку Ас1, а при содержа­нии его более 14 % наблюдается резкое повышение температуры Ас1. Подобное влияние объясняется тем, что при со­держании до 12—13 % хром понижает температуру →γ перехода, и наблюдаемое при этих содержаниях хрома повышение точки Ас1 обусловлено более сильным влиянием повышенных температур диссоциации эвтектоидных карби­дов.

Расчетные значения получаются при следующих допущениях:

− температуры превращения изменяются прямо пропорционально содержанию элементов в стали;

− влияние элементов аддитивно;

− факторы, от которых зависит положение критических точек, не оказывают влияния друг на друга.

Для нижней критической точки Ас1 получаем следующую модель:

Ас1 = 723−7,08Mn+ 37,7Si +18,1Cr+ 44,2Mo+ 8,95Ni+50,1V+ 27,1Al+ 3,18W+ 297S−

−830N−11,5C∙Si−14Mn∙Si−3,10Si∙Cr−57,9C∙Mo−15,5Mn∙Mo−5,28C∙Ni−6,0Mn∙Ni+

+6,67Si∙Ni − 0,8Cr∙Ni − 27,4C∙V + 30,8Mo∙V− 0,84Cr2 −3,46Mo2 − 0,46Ni2 −28V2 =

= 723 − 7,08∙1,20 + 37,7∙0,65 + 18,1∙1,65 +8,95∙0,30 + 297∙0,020 – 1,05∙0,65 –

– 14∙1,20∙0,65 – 3,10∙0,65∙1,65 – 5,28∙1,05∙0,30 – 6,0∙1,20∙0,30 + 6,67∙0,65∙0,30 –

– 0,8∙1,65∙0,30 – 0,84∙1,652 – 0,46∙0,302 = 757,3С.

Для точки Ас3:

Ас3 = 912−370C −27,4Mn + 27,3Si −6,35Cr−32,7Ni+95,2V+190Ti +72Al +64,5Nb+

+5,57W + 332S + 276P + 485N − 900B +16,2C∙Mn +32,3C∙Si +15,4C∙Cr +48C∙Ni+

+ 4,32Si∙Cr−17,3 Si∙Mo −18,6Si∙Ni + 4,8Mn∙Ni + 40,5Mo∙V + 174C2 +2,46Mn2 −

−6,86Si2 +0,322Cr2 +9,9Mo2 +1,24Ni2 − 60,2V2 =  912 – 370∙1,05 – 27,4∙1,20 +

+ 27,3∙0,65 – 6,35∙1,65 – 32,7∙0,30 + 332∙0,020 + 276∙0,027 +16,2∙1,05∙1,20 +

+ 32,3∙1,05∙0,65 + 15,4∙1,05∙1,65 + 48∙1,05∙0,30 + 4,32∙0,65∙1,65 – 18,6∙0,65∙0,30 +

+ 4,8∙1,20∙0,30 +174∙1,052 + 2,46∙1,202 – 6,86∙0,652 + 0,332∙1,652 +1,24∙0,302 = 782,6С.

Полученные расчетные значения критических точек сравниваются со значениями, представленными в марочнике сталей: Ас1 = 750С, Ас3 = 910С. Отклонения расчетных данных обусловлены допущениями, которые были приняты в процессе расчета.

Окончательное формирование механических свойств происходит в процессе термообработки стали. Температурная обработка сталей типа ШХ включает смягчающий сфероидизирующий отжиг, закалку и низкий отпуск.

Сфероидизирующий отжиг должен обеспечить нужную степень растворения карбидной фазы при аустенизации и превращение аустенита в зернистый перлит при температуре, при которой дисперсность цементита соответствует требуемой. Температурные графики отжига в зависимости от конструкции печей, величины осадки или загрузки могут быть различными. Для небольших изолированно нагреваемых деталей вспомогательные времена на нагрев до температуры аустенизации и выравнивание температуры по объему загрузки невелики. В промышленных условиях (например, при отжиге труб) дополнительные времена существенно влияют на график отжига. На рисунке 2 приведены два предполагаемых температурных графика отжига – для наиболее горячего и наиболее холодного места загрузки; области графиков, обязательные с точки зрения осуществления нужных превращений, заштрихованы.

Рисунок 2 – Принципиальный график сфороидизирующего отжига

стали ШХ15СГ-В для больших масс металла (по Вюннингу)

На режим нагрева до температуры аустенизации (780 – 800С) не налагается никаких ограничений, однако требуется, чтобы наиболее холодная часть осадки находилась при температуре аустенизации не менее одного часа. Условия охлаждения до температуры превращения аустенита также не существенны. В области температур образования зернистого перлита из аустенита важно, чтобы время охлаждения в интервале превращения, т.е. от 730 – 750 до 690 – 710С, было для холодной части осадки не менее определенной величины (в данном случае 6 ч), что соответствует максимальной скорости охлаждения - 10С/ч. После окончания превращения аустенита в зернистый перлит дальнейший режим охлаждения несущественен.

Дисперсность цементита определяется скоростью охлаждения или температурой изотермической выдержки в интервале превращения аустенита. Непрерывное охлаждение обычно предпочитают изотермическому превращению, так как оно позволяет исключить влияние плавочных колебаний устойчивости переохлажденного аустенита на результаты отжига. При отжиге заготовок, подвергающихся обработке резанием (на твердость НВ 179 – 217 для стали ШХ15СГ-В), скорость охлаждения должна быть 10 – 25С/ч.

Готовые детали подшипников подвергают ступенчатой или изотермической закалке от 850—900°С. Выбор такой температуры нагрева обусловлен, с одной стороны, необходимостью растворить карбиды хрома в аустените, а с другой — не допустить чрезмерного роста зерна аустенита. Кроме того, повышение температуры закалки приводит к существенному снижению мартенситной точки М и, как следствие этого, к образованию остаточного аустенита, что для подшипниковых сталей нежелательно.
В настоящее время применяется как закалка в одном охладителе, так и ступенчатая или изотермическая закалка с выдержкой в области образования нижнего бейнита при 210 – 240 °С. Для марганецсодержащих сталей изотермическую закалку не применяют из-за чрезмерно высокой устойчивости переохлажденного аустенита в бейнитной области. Весьма перспективно применение для закалки деталей подшипников индукционного нагрева. Это увеличивает производительность и экономичность термических агрегатов, а также позволяет получить полностью закаленный поверхностный слой с сохранением высокой вязкости сердцевины. Твердость поверхности при любом способе закалки должна быть на уровне НRС 60—64.

Окончательной операцией термической обработки подшипниковых сталей является низкий (170—230 °С) отпуск, цель которого — уменьшение закалочных напряжений.

Отпуск состоит из нагрева стали ниже его крити­ческой точки Ас1 с последующим охлаждением, при котором фор­мируется окончательная структура стали. Отпуск проводится после операции закалки. Изменения в структуре при нагреве за­каленной стали приводят к изменению ее свойств.

Целью низкого от­пуска является снижение внутренних напряжений и некоторое уменьшение хрупкости мартен­сита при сохранении высокой твердости и износостойкости де­талей. Структура стали после низ­кого отпуска представляет собой мартенсит отпуска. Основная об­ласть применения низкого отпуска - режущий и мерительный инструмент, а также машино­строительные детали, которые должны обладать высокой твердо­стью и износостойкостью.

В результате описанного режима термообработки окончательно формируются механические свойства стали.

Механические свойства характеризуют поведение тел под действием механических напряжений. Такие напряжения возникают при эксплуатации металлических изделий, а также в процессе их изготовления (при литье, обработке давлением и т.д.). Поэтому механические свойства – это важнейшие для инженера характеристики металлов и сплавов.

Механические свойства стали ШХ15СГ-В после описанной термической обработки должны соответствовать приведенным в ГОСТ 801 – 78 (таблица 2).

Таблица 2 – Механические свойства

Испытания на растяжения (ГОСТ 1497 – 84) является основным источником информации о характеристиках прочности и пластичности металлических материалов. Обычно применяют малый пятикратный образец круглого сечения (диаметр 5 мм, расчетная длина 25 мм), головки которого вставляют в захваты разрывной машины.

Диаграмма растяжения (рисунок 3) состоит из трех участков – упругой деформации ОА, равномерной пластической деформации АВ и сосредоточенной деформации шейки ВС.

Рисунок 3 – Диаграмма растяжений

Предел текучести – это напряжение, при котором остаточная деформация составляет 0,2%. Пластическая деформация величиной 0,2% происходит путем массового скольжения дислокаций. Предел текучести 0,2, характеризующий сопротивление малым пластическим деформациям, широко используют в инженерных расчетах конструкций, так как одно из главных требований к нагруженным деталям состоит в том, чтобы их остаточные деформации были не больше определенной величины.

Временное сопротивление   – это напряжение, соответствующее максимальной нагрузке на кривой растяжения. После окончания равномерной пластической деформации начинает образовываться шейка. Резкое уменьшение поперечного сечения в шейке приводит к снижению сопротивления образца растяжению. Локализация деформации заканчивается разрушением образца в его наименьшем сечении.

Характеристики пластичности при растяжении – относительное удлинение после разрыва  и относительное сужение после разрыва .

Относительное удлинение – это отношение приращения расчетной длины разорванного образца к ее первоначальной величине:

.

Относительное сужение – это отношение уменьшения площади поперечного сечения в месте разрыва к начальной площади поперечного сечения образца:

.

Для определения конечной длины после разрыва lк разорванные половинки образца плотно составляют так, чтобы их оси образовали прямую линию.

Наиболее простым методом испытания свойств является измерение твердости. Твердостью называю свойство материала оказывать сопротивление деформации в поверхностном слое при местных контактных воздействиях. Для количественной оценки твердости наиболее широко применяют статическое вдавливание по нормали к испытуемой поверхности под заданной нагрузкой очень твердого наконечника – индентора. В этом случае число твердости характеризует сопротивление материалов местной пластической деформации, возникающей при вдавливании индентора.

Различают следующие методы определения твердости: по Бринеллю (по диаметру отпечатка шарика); по Роквеллу (по глубине вдавливания алмазного конуса или закаленного шарика); по Виккерсу (для деталей малой толщины или тонких поверхностных слоев твердость определяют по диагонали отпечатка алмазной пирамиды).