Сталь для деталей машин, способ изготовления деталей машин из этой стали и изготовленные детали машин - RU2381295C2

Чертежи

Описание

Изобретение относится к области черной металлургии и касается, в частности, сталей для деталей машин, таких как шестерни.

Стали для шестеренчатых передач должны обладать большой усталостной прочностью при контакте. Большей частью изготовленные из таких сталей детали подвергаются цементации или нитроцементации для обеспечения достаточной твердости поверхностного слоя и достаточной механической прочности, при этом в их середине сохраняется высокая прочность благодаря, в частности, содержанию углерода, составляющему лишь от около 0,10 до 0,30%. Содержание углерода в цементированном слое может достигать до около 1%.

В разных документах описаны подвергаемые цементации стали для шестеренчатых передач. Можно указать на US-A-5518685, в котором содержание Si и Mn выдерживается в относительно низких пределах (соответственно 0,45-1% и 0,40-0,70%) для предупреждения интеркристаллического окисления во время цементации. В JP-A-4-21757 описаны стали для шестеренчатых передач, цементируемые плазмой или при пониженном давлении, подвергаемые затем дробеструйной обработке и способные содержать Si и Mn в большем количестве, чем указанные выше стали. Они обладают большим сопротивлением давлению на поверхность шестерни, благодаря чему возрастает их долговечность.

В WO-A-03012156 предложена сталь для деталей машин, таких как шестерни, имеющая следующий состав: 0,12%≤С≤0,30%; 0,8%≤Si≤1,5%; 1,0%≤Mn≤1,6%; 0,4%≤Cr≤1,6%; Mo≤0,30%; Ni≤0,6%; Al≤0,06%; Cu≤0,30%; S≤0,10%; Р≤0,03%; Nb≤0,050%. Этой стали присуще преимущество снижать до минимума пластические деформации в детали при ее использовании, достигаемое, в частности, оптимальным равновесным содержанием кремния и марганца. Предпочтительно проводить цементацию или нитроцементацию в исключающих окисление условиях, например при пониженном давлении, с тем чтобы относительно высокое содержание кремния и марганца не привело к интеркристаллическому окислению.

Обычно цементация или нитроцементация проводится при температуре порядка 850-930°C. Однако в настоящее время предпринимаются попытки осуществлять эту операцию при более высокой температуре (высокотемпературная цементация или нитроцементация), в частности порядка 950-1050°C. Такое повышение температуры обработки позволяет либо сократить продолжительность этой обработки при одинаковой глубине цементированного слоя, либо увеличить глубину цементированного слоя при одинаковой продолжительности обработки. По выбору изготовителя при этом можно либо увеличить производительность оборудования, либо улучшить рабочие характеристики получаемых изделий.

Однако применение высокотемпературной цементации или нитроцементации для описанных известных сталей создает некоторые проблемы. Во-первых, высокая температура может привести к трудно управляемому росту зерен, неблагоприятному для механических свойств детали. Во-вторых, после цементации или нитроцементации проводится закалка, в ходе которой деталь подвержена деформациям. Последние могут обусловить необходимость повторной обработки детали, а в наиболее неблагоприятных случаях даже привести к браку. Эти проблемы еще более усложняются в том случае, когда закалке подвергается деталь после цементации или нитроцементации, проведенной при высокой, а не при обычной температуре.

Целью изобретения является предложить металлургам, осуществляющим высокотемпературную цементацию или нитроцементацию деталей машин, в частности шестерен, сталь, которой решаются приведенные выше проблемы и которая обеспечивает сохранение требуемых механических свойств, а также пригодна для проведения цементации или нитроцементации при обычных температурах.

Поэтому объектом изобретения является сталь для деталей машин, отличающаяся тем, что ее состав включает в себя, мас.%:

- 0,19≤C≤0,25;

- 1,1≤Mn≤1,5;

- 0,8≤Si≤l,2;

- 0,01≤S≤0,09;

- следы≤Р≤0,025;

- следы≤Ni≤0,25;

- 1≤Cr≤l,4;

- 0,10≤Mo≤0,25;

- следы≤Cu≤0,30;

- 0,010≤Al≤0,045;

- 0,010≤Nb≤0,045;

- 0,0130≤N≤0,0300;

- факультативно: следы≤Bi≤0,10 и/или следы≤Pb≤0,12 и/или следы≤Те≤0,015 и/или следы≤Se≤0,030 и/или следы≤Са≤0,0050,

остальное - железо и обусловленные выплавкой примеси, при этом химический состав задается таким, чтобы средние показатели J_3m, J_11m, J_15m и J_25m пяти испытаний по Джомини составили:

α=|J_11m-J_3m×14/22-J_25m×8/22|≤2,5 HRC и

β=J_3m-J_15m≤9 HRC

Предпочтительно, чтобы состав был задан таким, чтобы:

β=J_3m-J_15m≤8 HRC.

Предпочтительно, чтобы состав включал в себя, мас.%:

- 0,19≤С≤0,25;

- 1,2≤Mn≤1,5;

- 0,85≤Si≤1,2;

- 0,01≤S≤0,09;

- следы ≤Р≤0,025;

- 0,08≤Ni≤0,25;

- 1,1≤Cr≤1,4;

- 0,10≤Мо≤0,25;

- 0,06≤Cu≤0,30;

- 0,010≤Al≤0,045;

- 0,015≤Nb≤0,045;

- 0,0130≤N≤0,0300;

- факультативно: следы≤Bi≤0,07 и/или следы≤Pb≤0,12 и/или следы≤Те≤0,010 и/или следы≤Se≤0,020 и/или следы≤Са≤0,0045,

- остальное - железо и обусловленные выплавкой примеси.

Оптимально, чтобы состав включал в себя, мас.%:

- 0,20≤С≤0,25;

- 1,21≤Mn≤1,45;

- 0,85≤Si≤1,10;

- 0,01≤S≤0,08;

- следы≤Р≤0,020;

- 0,08≤Ni≤0,20;

-1,10≤Cr≤1,40;

- 0,11≤Mo≤0,25;

- 0,08≤Cu≤0,30;

- 0,010≤Al≤0,035;

- 0,025≤Nb≤0,040;

-0,0130≤N≤0,0220;

- факультативно: следы≤Bi≤0,07 и/или следы≤Pb≤0,12 и/или следы≤Те≤0,010 и/или следы≤Se≤0,020 и/или следы≤Са≤0,0045,

- остальное - железо и обусловленные выплавкой примеси.

Объектом изобретения является также способ изготовления детали машины из стали, подвергнутой цементации или нитроцементации, отличающийся тем, что при этом применяется сталь приведенного выше типа, которую подвергают обработке, цементации или нитроцементации и закалке.

Предпочтительно, чтобы упомянутая цементация или нитроцементация проводилась при температуре 950-1050°С.

Также объектом изобретения является стальная деталь машины, например деталь шестеренчатой передачи, отличающаяся тем, что ее получают описанным выше способом.

Как будет показано ниже, изобретение основано на точном согласовании пределов содержания основных легирующих элементов, а также на одновременном использовании алюминия, ниобия и азота при их точно заданном содержании.

Поставленные цели имеют в основном двойное назначение.

Во-первых, выбор содержания основных легирующих элементов должен обеспечить получение кривой Джомини без существенной точки перегиба. Соблюдение этого условия позволяет получить минимальные деформации во время закалки. С этой точки зрения высокотемпературная цементация или нитроцементация, как уже было отмечено, должна проводиться особо тщательно.

Следует напомнить, что кривая Джомини стали, полученная при обычном стандартном испытании, характеризует закаливаемость стали. Ее получают измерением твердости цилиндрического образца, закаленного водяной струей на одном из его концов вдоль одной из его образующих. Твердость измеряется в нескольких местах на разных расстояниях х (мм) от орошаемого конца, соответствующую величину обозначают через J_x. J_xm является средней величиной, полученной в ходе пяти опытов по измерению твердости на расстоянии х.

Как указывается в документе ЕР-А-0890653, к которому можно отослать читателя для получения более подробных сведений, заявитель показал, что состав стали для получения кривой Джомини без наличия точки перегиба является оптимальным для резкого снижения деформаций при закалке, следующей за цементацией или нитроцементацией. Такую кривую Джомини без точки перегиба получают в случае соответствия значений J_11m, J_3m, J_25m и J_15m следующим соотношениям:

α=|J_11m-J_3m×14/22-J_25m×8/22|≤2,5 HRC;

-β=J_3m-J_15m≤9 HRC, предпочтительно 8 HRC.

Состав стали согласно изобретению подобран таким образом, чтобы в ней достигалось такое соотношение.

Также состав подбирают, в частности, посредством одновременного присутствия алюминия, ниобия и азота в количестве, обеспечивающем контроль за размером зерен даже во время высокотемпературной цементации или нитроцементации.

Само собой разумеется, что состав стали должен обеспечить механические свойства детали, требуемые при ее эксплуатации. Из более тщательно контролируемых параметров можно указать на глубину цементированного слоя (обычно определяемого глубиной, на которой замеренная твердость составляет 550 HV), разницу между твердостью на поверхности и в сердцевине цементированной детали, которая должна быть по возможности максимально малой для минимизации деформаций при закалке, и твердость сердцевины, которая должна быть высокой для того, чтобы деталь обладала большой стойкостью к рабочим нагрузкам и, следовательно, большой усталостной прочностью.

Подробнее изобретение поясняется ниже со ссылками на приложенный чертеж, на которой изображены кривые Джомини для четырех контрольных видов стали и трех видов стали согласно изобретению.

Сталь согласно изобретению предназначена преимущественно для изготовления из нее сильно нагруженных деталей машин, таких как элементы шестеренчатой передачи, которые подвергают цементации или нитроцементации (предпочтительно при низком давлении или в атмосфере не окисляющего газа для исключения окисления наиболее окисляемых элементов), как при обычной температуре от около 850 до 930°C, так и при высокой температуре от около 950 до 1050°C. Эти детали должны обладать большой усталостной прочностью, высокой стойкостью и лишь незначительной деформируемостью при термообработках, таких как закалка после цементации или нитроцементации. Сталь имеет следующий состав (все процентные выражения приведены в мас.%).

Содержание углерода составляет 0,19-0,25 мас.%. Это содержание является обычным для сталей, предназначенных для шестеренчатых передач. Вместе с тем, этот диапазон позволяет задавать содержание других элементов для получения кривой Джомини требуемой формы. Минимальное содержание 0,19 мас.% определяется твердостью сердцевины после закалки, проводимой для ее получения. При содержании свыше 0,25 мас.% твердость может оказаться избыточной для того, чтобы сталь обладала требуемой обрабатываемостью. Предпочтительный диапазон составляет 0,20-0,25 мас.%.

Содержание марганца составляет 1,1-1,5 мас.%. Минимальное содержание необходимо для получения требуемой кривой Джомини в сочетании с содержанием других элементов. При содержании свыше 1,5 мас.% возникает риск образования ликвации и полосчатых структур при отжиге. Кроме того, при таком большом содержании во время выплавки может происходить повышенное разъедание жаропрочной облицовки разливочного ковша. При этом нежелательно дополнительно суживать указанный диапазон содержания, так как получение на сталелитейном предприятии точной требуемой марки стали было бы чрезвычайно осложнено. Предпочтительным диапазоном является диапазон 1,2-1,5 мас.%, преимущественно 1,21-1,45 мас.%.

Содержание кремния составляет от 0,8 до 1,2 мас.%. При таком диапазоне содержания требуемая форма кривой Джомини может быть получена в сочетании с содержанием других элементов. Минимальное содержание 0,8 мас.% требуется для обеспечения необходимой твердости сердцевины, а также для ограничения разницы между твердостью поверхностного слоя и твердостью сердцевины после цементации или нитроцементации. При содержании свыше 1,2 мас.% появляется риск образования избыточных ликвации, так как кремний, который сам незначительно подвержен ликвациям, усиливает ликвацию других элементов. Также возрастает риск окисления во время цементации или нитроцементации. Предпочтительным диапазоном содержания является диапазон 0,85-1,20 мас.%, преимущественно 0,85-1,10 мас.%.

Содержание серы составляет 0,01-0,09 мас.%. Минимальное содержание определяется оптимальной обрабатываемостью. При содержании свыше 0,09 мас.% возникает риск существенного снижения способности к ковке в горячем состоянии. Предпочтительным диапазоном содержания является диапазон 0,01-0,08 мас.%.

Содержание фосфора составляет следы - 0,025 мас.%. Как правило, действующими стандартами предусматривается максимальное содержание фосфора из указанного диапазона. Кроме того, при содержании свыше указанной величины появляется риск синергического взаимодействия с ниобием, приводящего к охрупчивости стали при ее обработке в горячем состоянии и/или при непрерывной разливке с получением блюмсов или слитков. Предпочтительно, чтобы содержание фосфора составляло не более 0,020 мас.%.

Содержание никеля составляет следы - 0,25 мас.%. Этот элемент, будучи введенным специально в большем количестве, вызывает ненужное удорожание металла. На практике можно ограничиться содержанием никеля, естественно присутствующим в используемом при плавке сырье без его специальной добавки. Предпочтительным диапазоном содержания является диапазон 0,08-0,20 мас.%.

Содержание хрома составляет 1,00-1,40 мас.%. При этом диапазоне, в сочетании с содержанием других элементов, можно получить кривую Джомини требуемой формы. Кроме того, минимальное содержание в количестве 1,00 мас.% позволяет получить хорошую прочность сердцевинной части. При содержании свыше 1,40 мас.% возрастают ненужные затраты по выплавке. Предпочтительный диапазон составляет 1,10-1,40 мас.%.

Содержание молибдена составляет 0,10-0,25 мас.%. При этом диапазоне в сочетании с содержанием других элементов получают кривую Джомини требуемой формы, а также необходимую твердость сердцевинной части. Предпочтительный диапазон составляет 0,11-0, 25 мас.%.

Содержание меди составляет следы - 0,30 мас.%. В этом случае, как и в случае с никелем, как правило, просто сохраняют ее содержание, полученное при плавке сырья. При содержании свыше 0,30 мас.% вязкость и стойкость сердцевины детали снижаются. Предпочтительным диапазоном является диапазон 0,06-0,30 мас.%, преимущественно 0,08-0,30 мас.%, при котором возможно оптимизировать форму кривой Джомини и твердость после закалки.

Содержание алюминия, ниобия и азота следует контролировать и точно выдерживать в их пределах. Действительно, они представляют собой элементы, которые, взаимодействуя, обеспечивают контроль за мелкозернистостью металла. Мелкозернистость необходима для достижения хорошей стойкости поверхностного слоя после цементации или нитроцементации, хорошей усталостной прочности и для снижения разброса деформаций при закалке. Кроме того, она имеет большое значение для получения требуемой формы кривой Джомини. Контроль за размером зерен, в рамках настоящего изобретения, тем важнее, чем более пригодной должна быть сталь для высокотемпературной цементации или нитроцементации, не сопровождающейся чрезмерным ростом зерен.

Такой контроль над зернами осуществляется преимущественно путем осаждения нитридов и карбонитридов алюминия и/или ниобия. Для достижения этого необходимо, следовательно, присутствие значительного количества этих обоих элементов, а также азота в количестве, существенно превышающем количество, обычное при плавке в нормальных условиях.

Содержание алюминия должно составлять 0,010-0,045 мас.%. Помимо своей указанной выше функции по контролю за размером зерен этот элемент обеспечивает раскисление стали и ее чистоту от оксидных примесей. При содержании ниже 0,010 мас.% его эффективность при выполнении этих функций является недостаточной. При содержании свыше 0,045 мас.% степень чистоты от оксидных примесей может оказаться недостаточной для предпочтительных случаев применения. Предпочтительным диапазоном содержания является диапазон 0,010-0,035 мас.%.

Содержание ниобия должно составлять 0,010-0,045 мас.%. При его содержании ниже 0,010 мас.% функция контроля за размером зерен становится недостаточной, особенно в случае минимального содержания алюминия. При содержании свыше 0,045 мас.% возникает риск растрескивания во время непрерывной разливки стали, в частности, в том случае, когда имеет место синергетический эффект с фосфором, как это уже отмечалось выше. Предпочтительным диапазоном содержания является диапазон 0,015-0,045 мас.%, преимущественно 0,015-0,040 мас.%.

В сочетании с содержанием алюминия и ниобия, приведенном выше, содержание азота должно составлять 0,0130-0,0300 мас.% (130-300 ч./млн) для того, чтобы можно было получить требуемые размер зерен и форму кривой Джомини. Предпочтительным диапазоном является диапазон 0,0130-0,0220 мас.%.

При необходимости в сталь может добавляться один или несколько из известных элементов, традиционно применяемых для повышения ее обрабатываемости, а именно свинец, теллур, селен, кальций, висмут. Их максимальное содержание составляет: 0,10 мас.%, преимущественно 0,07 мас.% Bi; 0,12 Pb; 0,015 мас.%, преимущественно 0,010 мас.% Те; 0,030 мас.%, преимущественно 0,020 мас.% Se и 0,0050 мас.%, преимущественно 0,0045 мас.% Са.

Другими элементами стали являются элементы, которые обычно присутствуют в ней в качестве обусловленных плавкой примесей и которые специально не вводятся. Необходимо, в частности, следить за тем, чтобы содержание титана не превышало 0,005 мас.%. В самом деле, поскольку сталь согласно изобретению содержит большое количество азота, то в случае превышения этого содержания появляется риск образования крупных нитридов и/или карбонитридов титана, различимых на микроснимке, снижающих усталостную прочность и ухудшающих обрабатываемость. Кроме того, титан захватывает азот, который не может более служить средством контроля за размером зерна.

Ниже изобретение поясняется с помощью примеров. На приложенном чертеже показаны кривые Джомини для четырех видов стали, химический состав которых приведен в таблице 1. Стали A, B, C и D являются контрольными. Стали Е, F и G - стали согласно изобретению.

Для образца A величина α, охарактеризованная выше, составляет 8,7, а величина β, также охарактеризованная выше, - 19,1. Следовательно, эти величины существенно превышают максимальную величину, требуемую изобретением. Поэтому можно видеть, что кривая Джомини имеет ярко выраженную точку перегиба.

Для образца B α равна 2,38, β равна 11,1. Следовательно, величина β не соответствует требованиям изобретения и поэтому кривая Джомини также содержит заметную точку перегиба, хотя в этой стали и содержатся ниобий и азот в заданных пределах. Основная причина этого состоит в недостаточном содержании кремния.

Для образца C α равна 3,38, β равна 10,7. Ни α, ни β не выдержаны в заданных пределах, и кривая Джомини содержит различимую точку перегиба. Содержание хрома и марганца составляет менее требуемых минимальных величин, особенно недостаточным является содержание азота.

Для образца D α равна 2,845, β равна 9,5, что не лежит в заданных пределах. Кривая Джомини содержит заметную точку перегиба вследствие недостаточного содержания хрома и азота.

Зато для образца Е стали согласно изобретению α равна 0,41, β равна 2,7. Необходимые условия выполнены, и можно видеть, что кривая Джомини является почти прямой и не содержит точки перегиба.

Также для образца F стали согласно изобретению α равна 0,23, β равна 3,7. И здесь кривая Джомини является почти прямой и не содержит точки перегиба.

Для образца G стали согласно изобретению α равна 0,83, β равна 6,6. Кривая Джомини является почти прямой и не содержит заметной точки перегиба.

Также были исследованы свойства сталей A, B и C, приведенных в таблице 1, при цементации при обычной и высокой температурах.

Цементацию проводили при обычной температуре (930°C) и низком давлении для образцов цилиндрической формы для образования цементированного слоя с содержанием углерода 0,75%. После цементации следовала закалка в газовой среде (в данном случае в среде азота, также могла применяться, например, смесь азота с 10% водорода) при двух разных значениях давления: 5 бар и 20 бар. При этом старались получить прочность поверхностного слоя 700-800 HV при глубине его цементации 0,50 мм (а именно при глубине, при которой твердость составляет 550 HV). Результаты приведены в таблице 2 (испытание при давлении 5 бар) и в таблице 3 (испытание при давлении 20 бар).

Данные испытания показывают, что контрольная сталь A не позволяет достигать требуемой глубины цементированного слоя. Это объясняется ее недостаточной закаливаемостью.

Все три вида стали, а именно контрольные стали B и C, а также сталь Е согласно изобретению, обеспечили получение требуемой глубины цементации, проводившейся при обычном температурном режиме.

Разница ΔHV между твердостью поверхностного слоя и твердостью сердцевины весьма сопоставима при использовании закалочной среды с давлением 5 бар в случае с контрольной сталью B и сталью Е согласно изобретению (ΔHV=соответственно 352 и 354), и значительно ниже разницы для контрольной стали A (ΔHV=497). Зато при использовании закалочной среды с давлением 20 бар показатель ΔHV является существенно менее оптимальным для контрольных сталей B и C, чем для стали Е согласно изобретению (ΔHV=соответственно 297, 330, 226). Отсюда следует, что остаточные напряжения, вызванные разницей между показателями твердости и являющиеся причиной деформации цементированных деталей во время закалки в жестких условиях, могут быть минимизированы применением сталей согласно изобретению.

Максимальные показатели твердости сердцевинной части были получены при использовании стали Е согласно изобретению. Следовательно, для сильно нагруженных при работе деталей шестеренчатой передачи, для которых требуются высокие механические свойства (в частности, высокие показатели твердости под цементированным слоем и в сердцевине), превосходящие воздействующие на них рабочие нагрузки и обеспечивающие высокую усталостную прочность во время эксплуатации, пригоден сплав согласно изобретению, который после цементации в указанных условиях обеспечивает наиболее высокую усталостную прочность при использовании.

Также проводились опыты по цементации при высокой температуре (980°С) на описанных выше образцах цилиндрической формы из контрольных сталей A, D и стали Е согласно изобретению. И в этом случае содержание углерода в цементированном поверхностном слое составило 0,75 мас.%. В обоих случаях стремились получить твердость на поверхности от 700 до 800 HV и на глубине 0,50 мм 550 HV. Закалка в газовой среде (азоте) после цементации проводилась при давлении 20 бар для сталей A и D и при давлении лишь 1,5 бара для стали Е. Результаты приведены в таблице 4. Здесь же указаны размеры зерен согласно стандарту ASTM.

Как и в случае с цементацией при обычной температуре 930°C, оба вида стали позволяют достичь необходимую твердость поверхностного слоя.

Изобретение обеспечивает значительно большую глубину цементированного слоя по сравнению с контрольной сталью A, хотя последняя и закалялась в значительно более жестком режиме, предназначенном для увеличения глубины цементации, при этом остальные условия оставались одинаковыми.

Разница между твердостью поверхностного слоя и твердостью сердцевины существенно меньше в стали согласно изобретению, чем в контрольных сталях A и D (ΔHV=соответственно 240 для стали Е, 428 для стали A и 274 для стали D). Приведенные выше преимущества в отношении деформации при закалке после цементации при обычной температуре проявляются и в этом случае, но в еще большей степени.

Твердость сердцевины более высокая для стали согласно изобретению, чем для контрольной стали, несмотря на значительно меньшее давление закалочной среды. Влияние на повышение усталостной прочности при эксплуатации после закалки при обычной температуре, которое было указано выше, отмечено и в этом случае.

Наконец, как в зоне цементации, так и вне ее, сталь согласно изобретению содержит более мелкое зерно согласно ASTM, чем контрольные стали A и D. Поэтому в этой стали снижается риск увеличения размера зерен при высокотемпературной цементации. Это обстоятельство является очень важным преимуществом, так как рост зерна в деталях после цементации оказывает чрезвычайно отрицательное воздействие на усталостную прочность ножки зуба и на стойкость цементированных деталей. Следовательно, стали согласно изобретению обладают превосходной способностью к обработке при изготовлении деталей шестеренчатой передачи (или любых других деталей, для которых требуются сопоставимые свойства), подвергаемых высокотемпературной цементации или нитроцементации, обеспечивают экономические преимущества, достигаемые без какого-либо ухудшения рабочих характеристик указанных деталей.

Также проводились и другие опыты по цементации контрольной стали A и стали Е согласно изобретению при низком давлении.

Для цементации стали A при низком давлении и температуре 930°C последующей закалкой в газовой среде при давлении 20 бар требуются 72 минуты для получения требуемой глубины цементации 0,50 мм при твердости 550 HV. При цементации стали Е согласно изобретению при низком давлении и температуре 930°C с последующей закалкой в газе (в том же газе, что и при закалке стали A) при давлении 1,5 бар требуются 30 минут для достижения той же глубины цементации 0,50 мм при твердости 550 HV.

При цементации при низком давлении и высокой температуре 980°C, проведенной для контрольной стали A, было затрачено 30 минут и потребовалось проведение газовой закалки при давлении 20 бар для получения необходимой глубины цементации 0,50 мм при твердости 550 HV. Для достижения той же глубины цементации 0,5 мм при твердости 550 HV в стали Е согласно изобретению требуются 20 минут цементации при низком давлении и температуре 980°C, при этом закалка проводится в газовой среде при давлении лишь 1,5 бар. При закалке сталей A и Е применялся, само собой разумеется, один и тот же газ.

Это свидетельствует о том, что сталь Е согласно изобретению позволяет сократить время цементации как при ее обычной температуре (930°С), так и при высокой температуре (980°С), в результате чего снижается стоимость цементации (уменьшается расход газа на цементацию, сокращается ее продолжительность и пр.) и повышается производительность при изготовлении цементированных деталей.

Благодаря своей закаливаемости сплав согласно изобретению позволяет также снизить давление закалочных газов при получении той же глубины цементации, что делает возможным еще больше уменьшить или исключить деформацию цементированных деталей и обеспечить преимущества и упрощение технологий газовой закалки деталей в печах газовой закалки.

Также при низком давлении и высокой температуре (980°С) цементировали образцы без надреза для испытания на ударную вязкость (размеры: L=55 мм, сечение: 10×10 мм), изготовленные из контрольной стали A, перед закалкой газом при давлении 20 бар, а также из стали Е согласно изобретению, перед закалкой газом при давлении лишь 1,5 бар. Показатели глубины цементации были одинаковые, при этом применялся один и тот же закалочный газ. Цементированные и закаленные таким образом образцы подвергли затем ударному разрушению при комнатной температуре. При этом получили следующие показатели энергии разрушения:

- 19 Дж для контрольной стали A,

- 29 Дж для стали Е согласно изобретению.

Одновременно цементировали при низком давлении и обычной температуре (930°С) образцы для испытания на ударную вязкость, изготовленные из контрольной стали A, с получением той же глубины цементации, что и приведенная выше. Затем их закалили с использованием того же газа при давлении 20 бар. Эти образцы подвергли разрушению при комнатной температуре, как указано выше, при этом энергия разрушения составила 17 Дж, что значительно меньше энергии, затраченной при разрушении стали Е согласно изобретению, цементированной при высокой температуре.

Это свидетельствует о том, что несмотря на то, что твердость сердцевины образца из контрольной стали A (312 HV) была меньше той же твердости образца из стали Е согласно изобретению (500 HV), стойкость стали Е, цементированной при высокой температуре, превысила стойкость контрольной стали, цементированной при высокой температуре или при обычной температуре, при той же конечной глубине цементации. Иначе говоря, применение стали согласно изобретению для проведения высокотемпературной цементации с целью получения ее необходимой глубины отрицательно не сказывается на стойкости изготовленных из этой стали, цементированных деталей по сравнению с применением контрольной стали, также цементированной при высокой или обычной температуре для получения той же глубины цементированного слоя. Разница между показателями твердости сердцевины деталей из этих двух видов стали не оказывает отрицательного действия. Это свидетельствует также об особой пригодности стали согласно изобретению к высокотемпературной цементации, благодаря чему одновременно сокращается продолжительность цементации, повышается производительность и снижаются затраты на проведение цементации по сравнению с известными марками стали, цементируемыми при обычной или высокой температурах. Получаемые эксплуатационные свойства деталей, такие как стойкость, не уступают тем же свойствам контрольных сталей.

В описанных выше условиях проводили также цементацию при низком давлении и высокой температуре (980°С) образцов для испытания на усталость при изгибе, изготовленных из стали Е согласно изобретению и снабженных в своей центральной части расширяющимся U-образным надрезом. После цементации провели закалку газом при давлении 1,5 бар, при этом показатели глубины цементированного слоя были одинаковые, для закалки применяли такой же газ, что и в опытах на образцах для испытания на ударную вязкость. Таким же образом провели газовую цементацию известной из уровня техники стали A при обычной температуре 930°C для достижения той же глубины цементации, что и указанная выше, применяя образцы для испытания на усталость при изгибе, аналогичные образцам из стали Е. После цементации образцы закалили в масло с целью повышения содержания и твердости при испытании на усталость при изгибе. Затем сравнили пределы усталостной прочности обеих партий цементированных образцов из сталей A и Е при испытании на усталость при изгибе в четырех точках, при этом расширяющийся U-образный надрез этих образцов располагался под прямым углом к нагрузке для испытания на усталость при изгибе. Испытания на усталость при изгибе проводились для сталей A и Е, подвергнутых цементации и закалке в указанных выше условиях, при 10 млн циклов.

При этих условиях предел усталости стали Е согласно изобретению при 10 млн циклов составил 1405 МПа, предел усталости стали A - только 1165 МПа.

Это показывает, что применение стали согласно изобретению для проведения высокотемпературной цементации с целью получения требуемой глубины цементированного слоя не сопровождается снижением стойкости к усталости при изгибе, а наоборот, оно очень эффективно по сравнению с традиционной цементацией при обычной температуре, применяемой для известной из уровня техники стали для цементации на ту же глубину даже с последующей закалкой в масло для повышения стойкости к усталости при изгибе.

Также следует добавить, что такие испытания на усталость при изгибе служат для моделирования усталостной стойкости ножки зуба шестерни, зубчатого колеса или детали шестеренчатой передачи при использовании в автомобильной коробке передач. Это дополнительно показывает, что стали согласно изобретению обладают особой способностью к высокотемпературной цементации, одновременно обеспечивая при этом сокращение длительности цементации, повышение производительности и снижение расходов на цементацию по сравнению с известными сталями, цементируемыми при обычной температуре, при этом не ухудшаются рабочие характеристики деталей, такие как стойкость к усталости при изгибе ножки зуба шестерни или зубчатого колеса после цементации.

Реферат

Изобретение относится к области черной металлургии, а именно к получению стали, предназначенной для изготовления деталей машин, в частности шестерен. Для изготовления шестерен выплавляют сталь, содержащую, мас.%: углерод 0,19-0,25, марганец 1,1-1,5, кремний 0,8-1,2, серу 0,01-0,09, фосфор от следов до 0,025, никель от следов до 0,25, хром 1-1,4, молибден 0,10-0,25, медь от следов до 0,30, алюминий 0,01-0,045, ниобий 0,010-0,045, азот 0,0130-0,0300, при необходимости висмут от следов до 0,10 и/или свинец от следов до 0,12 и/или теллур от следов до 0,015 и/или селен от следов до 0,030 и/или кальций от следов до 0,0050, остальное - железо и обусловленные выплавкой примеси. Сталь имеет средние показатели J3m, J11m, J15m и J25m испытаний по Джомини, удовлетворяющие выражениям: |J11m-J3m×14/22-J25m×8/22|≤2,5HRC и J3m-J15m≤9HRC. Полученную сталь механически обрабатывают и подвергают цементации или нитроцементации с последующей закалкой. Обеспечиваются требуемые механические свойства получаемых деталей и возможность выполнения цементации или нитроцементации при обычной температуре. 3 н. и 5 з.п. ф-лы, 1 ил., 4 табл.

Формула