PL236791B1 - Sposób obróbki cieplnej elementu ze stali nawęglonej powierzchniowo - Google Patents

Description

Opis wynalazku

Przedmiotem wynalazku jest sposób obróbki cieplnej elementu ze stali po nawęglaniu, zapewniający dużą twardość i wysokie parametry trybologiczne oraz stabilność wymiarową obrabianego elementu.

Uzyskanie stali o wysokiej twardości możliwe jest poprzez obróbkę hartowania stali wysokowęglowych z wytworzeniem struktury martenzytycznej, co jednak wiąże się z obniżeniem plastyczności i udarności stali oraz znacznym zwiększeniem kruchości. Zmniejszenie tych niekorzystnych efektów, przy zachowaniu dużej twardości powierzchniowej, można osiągnąć poprzez zastosowanie obróbki nawęglania stali niskowęglowych połączonego z hartowaniem i niskim odpuszczaniem. W wyniku takiej obróbki w stalowym elemencie powstaje cienka warstwa powierzchniowa o wysokiej koncentracji węgla, która po zahartowaniu cechuje się dużą twardością (do ok. 750 HV) oraz odpornością na ścieranie. Jednocześnie niskowęglowy rdzeń zachowuje względnie dobrą udarność i plastyczność. Ponadto, podczas hartowania w nawęglonej warstwie powstają naprężenia ściskające, co zwiększa odporność zmęczeniową tak obrobionego elementu. Jednakże, pomimo zachowania ciągliwego rdzenia, nawęglona warstwa pozostaje krucha, co wpływa niekorzystnie na zmęczenie stykowe prowadzące do niszczenia powierzchni nawęglonych elementów (łożysk tocznych, przekładni zębatych, napędów krzywkowych i in.) w wyniku pittingu. Innym niekorzystnym zjawiskiem towarzyszącym hartowaniu elementów nawęglanych są odkształcenia (dystorsje) hartownicze wymuszające konieczność stosowania naddatków materiałowych oraz kosztownej obróbki skrawaniem powierzchni utwardzonych konwencjonalną obróbką hartowania i niskiego odpuszczania.

W celu zmniejszenia dystorsji hartowniczych oraz zapewnienia w miarę dużej udarności przy wysokiej twardości stali można stosować obróbkę cieplną hartowania izotermicznego, polegającą na nagrzaniu obrabianego materiału do temperatury austenityzowania, a następnie szybkim ochłodzeniu do temperatury z dolnego zakresu przemiany bainitycznej oraz wytrzymaniu w tej temperaturze przez czas potrzebny do zakończenia przemiany bainitycznej, i studzeniu do temperatury otoczenia. W wyniku takiej obróbki w stali powstaje mikrostruktura bainitu dolnego, składająca się z listew lub płytek przesyconego węglem ferrytu bainitycznego z wydzieleniami cementytu. Taka mikrostruktura zapewnia większą plastyczność, ciągliwość i udarność oraz mniejsze odkształcenia hartownicze niż martenzyt. Powyższe korzyści są jednak okupione niższymi właściwościami wytrzymałościowymi oraz ograniczoną twardością (maks. 550 HV). Ponadto, w celu szybkiego schłodzenia do temperatury przystanku izotermicznego zazwyczaj stosowane są nieekologiczne oraz niebezpieczne dla pracowników kąpiele stopionych soli mineralnych.

Badania nad kinetyką przemiany bainitycznej w stalach wykazały, że odpowiednio wysoki dodatek stopowy krzemu lub aluminium skutkuje zahamowaniem wydzielania węglików podczas tej przemiany, prowadząc w rezultacie do powstania mikrostruktury bainitu bezwęglikowego o korzystnych właściwościach wytrzymałościowych i plastycznych [F. G Caballero, H. K. D. H. Badeshia, K. J. A. Mawella, Mat. Sci. and Technol. 18 (2002), 279:284]. Sposób wytwarzania nanostruktury bainitu bezwęglikowego opisany jest również w zgłoszeniach patentowych EP2410070 A1, WO2010013054 A2,

US2011/0126946 A1. Proces wytwarzania nanostruktury składa się z austenityzowania, hartowania do temperatury powyżej temperatury początku przemiany martenzytycznej (Ms) w zakresie 190-300°C, wytrzymania izotermicznego w tej temperaturze przez czas potrzebny do zakończenia przemiany bainitycznej, a następnie studzenia do temperatury otoczenia z dowolną prędkością. W wyniku tak przeprowadzonej obróbki w stali powstaje mikrostruktura składająca się w 50-90% obj. z płytek przesyconego węglem ferrytu bainitycznego o grubości poniżej 100 nm, otoczonych cienką warstwą austenitu szczątkowego. Udział poszczególnych faz zależy od składu chemicznego stali oraz temperatury przystanku izotermicznego. Taka mikrostruktura zapewnia wysoką wytrzymałość i odporność na pękanie przy zachowaniu twardości porównywalnej z nisko odpuszczonym martenzytem.

Z opisu zgłoszeniowego US2013/0167983A1 znany jest sposób wytwarzania mikrostruktury superbainitycznej, składającej się z płytek bainitu dolnego, płytek nanobainitu, austenitu szczątkowego w ilości 10-30% obj. oraz węglików w ilości 5-20% obj. Mikrostruktura taka powstaje w wyniku obróbki cieplnej austenityzowania, hartowania do temperatury powyżej temperatury Ms i poniżej 350°C, najlepiej w zakresie 220-300°C, wytrzymania izotermicznego w tym zakresie, a następnie studzenia do temperatury otoczenia z dowolną prędkością. Stale superbainityczne, w porównaniu do stali nanobainitycznych wymagają krótszego czasu trwania procesu (od 8 do 16h). Technologia ma zastosowanie dla stali

PL 236 791 B1 o składzie chemicznym w % mas.: 0,4-1,1% C, 0,15-1,2% Si, 0,4-2,1% Mn, maks. 2% Al, maks. 1,4% Cr, maks. 2,5% Ni, maks. 0,6% Mo, maks. 0,3% V, maks. 3% Co, maks. 0,025% P i maks. 0,025% S.

Jak pokazują prace badawcze: Zhang F. C., Wang T. S., Zhang P., Zheng C. L., Scripta Mat. 59 (2008), 294:296, Zhang P., Zhang F. C., Wang T. S., Applied Surface Sci. 257 (2011), 7609:7614 oraz Zhang P., Zhang F. C., Yan Z. G., Wang T. S., Qian L. H., Wear 271 (2011) 697:704, bezwęglikowy nanobainit można również uzyskać w nawęglonych warstwach wierzchnich stali niskowęglowych. Wymienione wyżej prace, jak również badania własne autorów: K. Wasiluk, E. Skołek, W. Swiątnicki, Inżynieria Materiałowa 6 (2013), 911:915, K. Wasiluk, K. Wasiak, E. Skołek, W. Swiątnicki, Proceedings of 23rd International Conference on Metallurgy and Materials METAL2014, Brno, Czech Republic, May 21st-23rd 2014 Ed., TANGER Ltd., Ostrava, 2014, ss. 488-493, wskazują, że zastąpienie tradycyjnej obróbki stali nawęglanych, tj. hartowania i niskiego odpuszczania obróbką bainityzacji może przynieść szereg korzyści, m.in. zmniejszenie wielkości naprężeń własnych w warstwie i deformacji obrabianego elementu, a także wzrost odporności na zużycie ścierne.

Istota wynalazku polega na przeprowadzeniu obróbki cieplnej stali nawęglanych, polegającej na hartowaniu izotermicznym z zastosowaniem dwóch przystanków izotermicznych: jednego w zakresie temperatur odpowiadającym przemianie bainitycznej w rdzeniu, a drugiego w warstwie nawęglonej. Różnica w kinetyce przemiany bainitycznej w rdzeniu i w warstwie umożliwia wytworzenie gradientowej mikrostruktury bainitycznej w całym przekroju nawęglonej stali, z mikrostrukturą bainityczną w rdzeniu oraz nanokrystalicznym bainitem w warstwie wierzchniej. W obróbce wykorzystuje się zjawisko przesunięcia przemiany bainitycznej w stronę dłuższych czasów i niższych temperatur w wyniku zwiększenia koncentracji węgla w warstwie nawęglonej. Umożliwia to przeprowadzenie dwóch lub więcej stopni temperaturowych wytrzymania izotermicznego o parametrach odpowiednich dla wytworzenia optymalnej mikrostruktury w nawęglonej warstwie i w rdzeniu.

Sposób obróbki cieplnej elementu ze stali nawęglonej powierzchniowo według wynalazku obejmuje następujące etapy: nawęglania (C), austenityzowania (A), hartowania do temperatury Th pierwszego przystanku izotermicznego (Q1), wytrzymania izotermicznego w temperaturze Th (B1), schłodzenia do temperatury Ti2 drugiego przystanku izotermicznego (Q2), wytrzymania izotermicznego w temperaturze Ti2 (B2) oraz chłodzenia do temperatury pokojowej (Q3).

Sposób obróbki cieplnej elementu ze stali nawęglonej powierzchniowo z wykorzystaniem przemiany bainitycznej, w którym element stalowy nawęgla się do zawartości powierzchniowej węgla w zakresie 0,6-1,1% mas., nagrzewa się do temperatury austenityzowania Ta i wytrzymuje się w tej temperaturze przez określony czas tA, według wynalazku charakteryzuje się tym, że po etapie austenityzowania obrabiany element chłodzi się w etapie Q1 z szybkością większą niż krytyczna prędkość chłodzenia do temperatury Th pierwszego przystanku izotermicznego, takiej że Ms(r) + 20°C < Th < 400°C, gdzie Ms(r) oznacza temperaturę początku przemiany martenzytycznej w nienawęglonym rdzeniu, przy czym korzystnie temperatura th < 350°C, następnie obrabiany element wytrzymuje się w etapie B1 w temperaturze Ti1 przez czas Th potrzebny do obniżenia temperatury Ms(r) w wyniku przemiany bainitycznej w rdzeniu poniżej temperatury Ti2 drugiego przystanku izotermicznego, po czym element chłodzi się w etapie Q2 z temperatury Th i do temperatury Ti2 drugiego przystanku izotermicznego, w której zachodzi przemiana bainityczna w nawęglonej warstwie, takiej że Ms(w) + 20°C < Ti2 < Ti1, gdzie Ms(w) oznacza temperaturę przemiany martenzytycznej w nawęglonej warstwie, przy czym korzystnie 220°C < Ti2 < 300°C, następnie obrabiany element wytrzymuje się w etapie B2 w temperaturze Ti2 przez czas potrzebny do zakończenia przemiany bainitycznej w nawęglonej warstwie lub przez czas potrzebny do obniżenia temperatury początku przemiany martenzytycznej Ms(w) w warstwie nawęglonej poniżej temperatury 0°C, lub, jeśli element stalowy jest eksploatowany poniżej temperatury 0°C, poniżej minimalnej temperatury eksploatacji elementu, po czym w etapie Q3 element chłodzi się z temperatury Ti2 do temperatury otoczenia.

Korzystnie, czas trwania pierwszego przystanku izotermicznego th w temperaturze Th jest krótszy niż czas inkubacji tBs(w) przemiany bainitycznej w warstwie nawęglonej.

Korzystnie, czas trwania drugiego przystanku izotermicznego w temperaturze Ti2 jest dobrany tak, aby w nawęglonej warstwie wierzchniej obrabianego elementu stalowego przemiana bainityczna została zakończona, lub aby temperatura początku przemiany martenzytycznej Ms(w) spadła poniżej minimalnej temperatury eksploatacji tego elementu.

Korzystnie, obróbce poddaje się element ze stali o zawartości węgla 0,15% < %C < 0,45% mas., oraz sumarycznej zawartości krzemu i glinu 1,0% < %(Si+Al) < 3,2% mas.

PL 236 791 B1

Korzystnie, obróbce poddaje się stal zawierającą dodatek pierwiastków stopowych e, zwiększających hartowność stali, takich Mn, Cr, Mo, Ni, Cu i W.

Korzystnie, obróbce poddaje się stal zawierającą dodatek Ti, V, Nb.

Korzystnie, obróbce poddaje się stal zawierającą P < 0,025% mas. i S < 0,025% mas.

Należy jednocześnie wskazać, że czas trwania pierwszego przystanku izotermicznego tii w temperaturze Tii jest dobrany tak, aby w rdzeniu obrabianej stali zachodziła przemiana bainityczna, natomiast w nawęglonej warstwie wierzchniej przechłodzony austenit nie ulegał przemianie przez czas trwania pierwszego przystanku izotermicznego.

Proces nawęglania stali stanowiącej materiał wyjściowy może być przeprowadzony dowolną metodą zapewniającą wytworzenie nawęglonej warstwy wierzchniej o żądanej zawartości węgla, tj. poprzez nawęglanie gazowe, próżniowe lub niskociśnieniowe, w ośrodkach stałych, ciekłych i inne.

W zależności od sposobu zakończenia nawęglania i przejścia od procesu nawęglania do procesu austenityzowania (A) można wyróżnić trzy warianty. W pierwszej opcji (V1) po nawęglaniu realizowany jest konwencjonalny proces hartowania stali z temperatury austenityzowania. Zaletą tego wariantu jest to, że nawęglanie jest realizowane w piecu do nawęglania, natomiast kolejne etapy procesu w piecu do hartowania izotermicznego. Wadą jest natomiast ryzyko pojawienia odkształceń hartowniczych w trakcie hartowania po nawęglaniu. Zgodnie z drugą opcją (V2) po nawęglaniu realizowane jest chłodzenie z przystankami temperaturowymi celem uniknięcia odkształceń hartowniczych. Następnie w urządzeniu do hartowania izotermicznego prowadzi się pozostałe etapy procesu: A-Q1-B1-Q2-B2-Q3. Trzecia opcja (V3) polega na tym, że bezpośrednio po nawęglaniu (C) następuje przejście do etapu austenityzowania (A), ze zmianą temperatury lub bez takiej zmiany, a następnie realizuje się dalsze etapy obróbki izotermicznej: Q1-B1-Q2-B2-Q3. Zaletą jest wykonanie całego procesu w jednym urządzeniu oraz eliminacja etapu hartowania po nawęglaniu, co redukuje ryzyko powstania odkształceń hartowniczych. Ograniczeniem tego wariantu jest konieczność dysponowania urządzeniem, które pozwala na realizacje zarówno procesu nawęglania jak i hartowania izotermicznego w zakresie bainitycznym.

Etap A czyli austenityzowanie, w przypadku wariantów V1 i V2 polega na nagrzaniu obrabianej stali do temperatury Ta co najmniej 30°C wyższej od temperatury Ac3 rdzenia i wytrzymaniu izotermicznym w tej temperaturze przez czas tA potrzebny do zajścia przemiany austenitycznej. Czas austenityzacji tA dobiera się do grubości obrabianego elementu. W praktyce przemysłowej zazwyczaj jest to 10 min + 1 min na każdy 1 mm grubości detalu. Austenityzowanie ma na celu uzyskanie austenitu, jako mikrostruktury wyjściowej, w którym w miarę możliwości rozpuszczone są dodatki stopowe dla zapewnienia odpowiedniej hartowności stali. Obecność w austenicie drobnodyspersyjnych węglików prostych lub złożonych takich pierwiastków jak Ti, V, Nb, Cr, Mo jest dopuszczalna, a może być nawet korzystna, gdyż wydzielenia te stanowią miejsca zarodkowania płytek bainitu w procesie bainityzacji. Podobną rolę odgrywają drobnodyspersyjne wydzielenia wysokotopliwych azotków pierwiastków takich jak Ti, V, Nb, Al, lub węglikoazotków.

W etapie Q1 realizowane jest chłodzenie do temperatury pierwszego przystanku izotermicznego Ti1 z szybkością dostatecznie dużą, aby uniknąć tworzenia ferrytu lub perlitu na drodze przemiany dyfuzyjnej w całym przekroju obrabianego elementu.

W etapie B1 następuje wytrzymanie izotermiczne elementu stalowego w temperaturze Ti1 większej niż Ms(r), tak aby w rdzeniu mogła zajść przemiana bainityczna. Parametry procesu powinny być tak dobrane, aby uniknąć utworzenia bainitu górnego. Najkorzystniej jest jeśli temperatura Ti1 będzie niższa niż 350°C. Jeśli wskutek zbyt wysokiej temperatury przystanku izotermicznego lub niedostatecznie szybkiego chłodzenia po zakończeniu austenityzowania powstanie nawet niewielka ilość bainitu górnego w mikrostrukturze rdzenia, będzie to skutkować zwiększoną skłonnością stali do kruchego pękania. W zależności od zawartości Si i Al w stali oraz od temperatury i czasu pierwszego wytrzymania izotermicznego, przechłodzony austenit w rdzeniu ulega przemianie w submikronowy bainit dolny lub bainit bezwęglikowy z austenitem szczątkowym. Stale o sumarycznej zawartości krzemu oraz glinu poniżej 1,0% wykazują większą skłonność do przemiany z wytworzeniem submikronowego bainitu dolnego wskutek niedostatecznego zahamowania wzrostu cementytu. Wzrost zawartości Si lub Al powyżej 1,2% mas. zwiększa prawdopodobieństwo wytworzenia bainitu bezwęglikowego podczas hartowania izotermicznego. W miarę postępu przemiany bainitycznej następuje dyfuzja węgla z nowopowstałych płytek ferrytu bainitycznego do znajdującego się w jego otoczeniu nieprzemienionego austenitu, co skutkuje wzbogaceniem nieprzemienionego austenitu w węgiel. Jeśli jednocześnie wydzielanie i wzrost cementytu są zahamowane, to następuje spadek temperatury Ms(r) nieprzemienionego austenitu i jego

PL 236 791 B1 stabilizacja przejawiająca się zahamowaniem postępu przemiany bainitycznej (tzw. efekt niepełnej przemiany - incomplete transformation phenomena) (p. fig. 1). Czas wytrzymania tii w temperaturze Tii nie powinien przekraczać czasu niezbędnego do zakończenia przemiany bainitycznej w rdzeniu. Zalecany czas trwania zależy od tego, czy w tej temperaturze zachodzi jednocześnie przemiana bainityczna w warstwie. Jeśli bowiem temperatura Th jest niższa niż temperatura początku przemiany bainitycznej w warstwie Bs(w), to zbytnie wydłużenie czasu trwania pierwszego przystanku może doprowadzić do zapoczątkowania przemiany bainitycznej w warstwie. Płytki bainitu tworzące się w warstwie w zbyt wysokiej temperaturze będą miały duże rozmiary, co zmniejszy twardość warstwy. Dlatego zaleca się aby czas trwania pierwszego przystanku th był krótszy niż czas inkubacji przemiany bainitycznej w warstwie tBs(w), czyli ti1 < tBs(w).

Etap Q2 to schłodzenie do drugiego przystanku temperaturowego realizowanego w temperaturze Ti2 < Ti1.

Drugi przystanek izotermiczny B2 jest realizowany w temperaturze Ti2niższej niż Th, ale wyższej niż temperatury Ms(w) warstwy, najkorzystniej jeśli Ti2 > Ms(w)+20°C. Temperatura Ti2 powinna mieścić się w zakresie przemiany bainitycznej warstwy. Korzystnie jest, jeśli temperatura Ti2 jest jednocześnie wyższa od temperatury Ms(r) rdzenia po zakończeniu etapu B1 czyli Ti2 > Ms(r). Pozwala to uniknąć przemiany martenzytycznej w rdzeniu podczas chłodzenia stali do temperatury Ti2 oraz wytrzymania izotermicznego w tej temperaturze. Jest to korzystne zwłaszcza, jeśli wymagana jest relatywnie niska twardość rdzenia (martenzyt zwiększa twardość). Podczas drugiego przystanku w temperaturze Ti2 w nawęglonej warstwie następuje zarodkowanie i wzrost z przechłodzonego austenitu płytek nanokrystalicznego bainitu z austenitem szczątkowym. Proces jest prowadzony do zahamowania przemiany bainitycznej i ustabilizowania austenitu szczątkowego wskutek wzbogacenia węglem dyfundującym z nowopowstałych płytek ferrytu bainitycznego. Im niższa wartość temperatury Ti2 tym większa zawartość ferrytu bainitycznego i mniejsza grubość jego płytek, a w rezultacie większa twardość nawęglonej warstwy. Jednak zbytnie obniżenie temperatury sprawia, że czas niezbędny do zakończenia przemiany bainitycznej nadmiernie się wydłuża, co jest niekorzystne ze względów ekonomicznych. Dlatego najkorzystniej jest, jeśli temperatura Ti2 mieści się w zakresie między 220 a 300°C przy spełnieniu warunku Ti2 > Ms(w).

Ostatni etap Q3 polega na chłodzeniu elementu stalowego do temperatury otoczenia z dowolną prędkością.

Cechą charakterystyczną nanostruktury w warstwie jest pseudo kompozytowa budowa, składająca się z naprzemiennie ułożonych cienkich (około 100 nm) płytek ferrytu bainitycznego rozdzielonych warstwami austenitu resztkowego. Jeśli w mikrostrukturze warstwy nie występują wydzielenia cementytu, to mikrostrukturę taką określa się jako nanobainit. W przypadku stali o mniejszej zawartości (Si + Al) < 1,5% mas. mogą wystąpić drobnodyspersyjne wydzielenia cementytu w mieszaninie ferrytu bainitycznego i austenitu, która to mikrostruktura nazywana jest superbainitem.

Obie fazy - ferryt bainityczny i austenit mają odmienne właściwości. Przesycony węglem ferryt zapewnia dużą twardość i wytrzymałość, natomiast austenit poprawia plastyczność i odporność na kruche pękanie. Ilość pozostającego w strukturze austenitu nieprzemienionego jest zależna od składu chemicznego oraz temperatury wygrzewania izotermicznego. Im niższa temperatura wyżarzania izotermicznego tym większy udział twardego ferrytu bainitycznego o mniejszej grubości płytek, i jednocześnie mniejszy udział miękkiego austenitu. Sterując temperaturą Ti2 można zatem kształtować właściwości mechaniczne nawęglonej warstwy wierzchniej.

Nowa technologia pozwala wytworzyć mikrostrukturę gradientową, której charakter i właściwości zmieniają się od powierzchni w głąb elementu stalowego. Obecność w nawęglonej warstwie mikrostruktury nanokrystalicznej złożonej z superbainitu lub bezwęglikowego nanobainitu ze stabilnym austenitem szczątkowym zapewnia wysoką twardość powierzchniową, porównywalnej do twardości uzyskiwanej po zwykłym hartowaniu i odpuszczaniu. Wysoki udział austenitu szczątkowego w postaci warstw o nanometrycznej grubości przyczynia się do znacznego poprawienia odporności na pękanie oraz odporności na zużycie ścierne dzięki efektowi TRIP (Transformation Induced Plasticity). Natomiast wytworzenie w rdzeniu submikronowego bainitu dolnego lub struktury bainityczno-austenitycznej z ewentualnymi wydzieleniami martenzytu lub mieszaninę tych składników sprawia, że twardość rdzenia jest mniejsza. W rezultacie powierzchnia stali cechuje się dużą twardością, która maleje w miarę oddalania się od powierzchni w głąb elementu stalowego.

PL 236 791 B1

Tego typu obróbka cieplna może być realizowana w urządzeniach dostępnych w zakładach przemysłowych, w których przeprowadzana jest izotermiczna obróbka cieplna (piece próżniowe ze sterowaniem temperaturą, piece ze złożem fluidalnym lub kąpiele solne).

Obróbka nadaje się do stali stopowych nisko- i średniostopowych o początkowej zawartości węgla 0,15% mas. < %C < 0,45% mas., które po nawęglaniu uzyskują zawartość węgla w warstwie 0,6-1,1% mas., i w których zawartość dodatków stopowych zapewnia odpowiednio dużą hartowność rdzenia i warstwy. Skład chemiczny powinien być tak dobrany do przekroju obrabianego elementu, aby podczas hartowania z zakresu austenitu uniknąć w stali dyfuzyjnej przemiany austenitu w ferryt lub perlit. Technologia może być stosowana w stalach, w których występuje przemiana bainityczna zarówno w rdzeniu, jak i w nawęglonej warstwie. Korzystne właściwości uzyskuje się w stalach o podwyższonej zawartości krzemu lub aluminium, lub kombinacji obu dodatków gdy Al + Si > 1,0% mas. Pierwiastki te hamują wydzielanie cementytu podczas wyżarzania izotermicznego w zakresie przemiany bainitycznej. Trzeba przy tym pamiętać, że krzem hamuje silniej wydzielanie cementytu niż aluminium. Górna granica zawartości obu tych pierwiastków łącznie nie powinna być większa niż 3,2% mas. Dlatego stosuje się materiał wyjściowy o zawartości krzemu lub aluminium, lub (Si+Al) w zakresie 1,5-2,2% mas.

Koncentracja pierwiastków stopowych powinna zapewnić odpowiednią hartowność rdzenia i nawęglonej warstwy elementu o danym przekroju. Tym samym materiał wyjściowy powinien zawierać dodatki pierwiastków stopowych zwiększających hartowność stali, takich jak np. Mn, Cr, Mo, Ni itp. Zawartość tych pierwiastków powinna być dobrana odpowiednio do zakładanej hartowności, będącej funkcją wielkości obrabianych cieplnie przekrojów elementów stalowych, oraz zakładanych celów w obróbce cieplnej, związanych np. z koniecznością uniknięcia tworzenia ferrytu lub perlitu dla zapewnienia określonej twardości na określonej głębokości hartowanego elementu stalowego.

Stal może również zawierać dodatki pierwiastków takich jak Ti, V, Nb. Pierwiastki te tworzą wysokotopliwe węgliki dyspersyjnie rozmieszczone w austenicie. W procesie nawęglania oraz austenityzowania węgliki te hamują rozrost ziaren austenitu. Wydzielenia węglików stanowią ponadto miejsca zarodkowania płytek bainitu podczas wyżarzania izotermicznego. Dyspersyjne węgliki w ziarnach austenitu przyczyniają się do zwiększenia gęstości miejsc zarodkowania i jednorodności rozmieszczenia płytek bainitu w osnowie austenitycznej, co jest korzystne dla właściwości mechanicznych stali.

Zawartość pierwiastków zanieczyszczeń takich jak P, S, As, Sb, O, Sn itp. powinna być zredukowana dla uniknięcia segregacji i kruchości międzykrystalicznej w trakcie obróbki cieplnej, przy czym kryteria zawartości najczęściej występujących zanieczyszczeń są następujące: P < 0,025% i S < 0,025% (w % mas.).

Proces nawęglania powinien zapewnić koncentrację węgla na powierzchni elementu stalowego w zakresie od 0,6 do 1,1%mas. węgla przy dowolnej głębokości warstwy nawęglonej. Stopień nawęglenia powinien być taki, aby zapewnić w warstwie temperaturę Ms(w) < 260°C.

W przedmiotowej technologii wykorzystuje się fakt, że wskutek większej koncentracji węgla w warstwie niż w rdzeniu temperatura początku przemiany martenzytycznej w rdzeniu Ms(r) jest wyższa niż temperatura przemiany martenzytycznej w warstwie Ms(w) (p. fig. 1). Natomiast temperatura początku przemiany bainitycznej w warstwie Bs(w) jest niższa niż w rdzeniu Bs(r). Ponadto czas inkubacji przemiany bainitycznej w rdzeniu jest krótszy niż w warstwie, a sama przemiana w rdzeniu zachodzi szybciej niż w warstwie nawęglonej warstwie.

W porównaniu do obróbki cieplnej hartowania i niskiego odpuszczania stali nawęglanych, proponowana technologia pozwala na:

- redukcję odkształceń hartowniczych, podczas hartowania z przystankiem izotermicznym nawęglonej stali w zakresie bainitycznym w stosunku do hartowania martenzytycznego,

- wytworzenie w nawęglonej warstwie mikrostruktury o wysokiej twardości i jednocześnie o dużej odporności na pękanie oraz zużycie ścierne,

- sterowanie czasem i temperaturą przystanku Ti2 pozwala zmieniać udział austenitu szczątkowego oraz grubość płytek ferrytu bainitycznego w mikrostrukturze warstwy, a w rezultacie kształtować twardość i odporność na zużycie ścierne nawęglonej warstwy,

- wydłużenie czasu pracy obrobionego elementu dzięki zwiększonej odporności na zużycie ścierne,

- polepszenie udarności rdzenia,

- możliwość korzystania ze stali specjalnie zaprojektowanych pod tę technologię jak również z gatunków stali produkowanych aktualnie,

- możliwość sterowania grubością warstwy o strukturze nanokrystalicznej,

PL 236 791 B1

- ze względu na mniejsze odkształcenia hartownicze możliwa jest obróbka bardziej precyzyjnych elementów lub wyeliminowanie dodatkowego procesu technologicznego, w którym usuwane są odkształcenia hartownicze.

Sposób według wynalazku może być stosowany do obróbki elementów narażonych na zużycie przez tarcie oraz wysokie obciążenia udarowe, jak koła zębate, wałki przekładni, elementy turbin wiatrowych i pomp, precyzyjne stemple itp.

Wynalazek został zilustrowany rysunkiem, na którym fig. 1 przedstawia schematyczne porównanie zmian temperatury Ms i krzywych C przemiany bainitycznej w rdzeniu i nawęglonej warstwie stali, fig. 2 przedstawia schemat obróbki dwustopniowego hartowania izotermicznego stali nawęglanych: a) - temperatury i czasy charakterystyczne, b) - etapy obróbki, zaś fig. 3 - ubytek objętości po przeprowadzonym badaniu odporności na zużycie ścierne metodą T-05.

P r z y k ł a d 1

Realizację procesu obróbki cieplnej przeprowadzono dla stali konstrukcyjnej typu 38CrAlMo6-10 o składzie: 0,38% C, 0,62% Mn, 0,33% Si, 1,54% Cr, 0,25% Mo, 0,97% Al, 0,19% Ni, 0,019% P i maks. 0,004% S. Skład tej stali spełnia wymagania odnośnie kinetyki przemian fazowych oraz odpowiedniej sumarycznej zawartości (Al + Si) = 1,3% mas., zapewniającej zahamowanie wydzielania węglików w trakcie przemiany bainitycznej. Stal 38CrAlMo6-10 poddana została procesowi nawęglania próżniowego, w rezultacie którego uzyskano nawęgloną warstwę wierzchnią o zawartości ok. 0,76% mas. C przy powierzchni oraz całkowitej grubości równej 2 mm. Na podstawie badań dylatometrycznych wyznaczono wykresy CTPi zarówno dla stali 38CrAlMo6-10 nienawęglonej oraz tej samej stali nawęglonej do zawartości węgla równej 0,76% mas. Przeprowadzone badania wykazały obecność przemiany bainitycznej zarówno w rdzeniu, jak i w nawęglonej warstwie przedmiotowej stali. Przemiana bainityczna w rdzeniu badanej stali występuje w zakresie temperatur 600-325°C, najkrótszy zaś czas inkubacji przemiany wynosi 20 s dla temperatury 480°C. Temperatura początku przemiany martenzytycznej w rdzeniu Ms(r) wynosi 325°C. W nawęglonej do 0,76% C warstwie wierzchniej stali 38CrAlMo6-10 przemiana bainityczna występuje w zakresie temperatur 420-175°C, najkrótszy zaś czas inkubacji przemiany wynosi 480 s dla temperatury 400°C, a temperatura początku przemiany martenzytycznej w warstwie Ms(w) wynosi 175°C. Uzyskane wyniki wykazały więc, że kinetyka przemiany bainitycznej w nawęglonej warstwie jest przesunięta w stronę dłuższych czasów oraz niższych temperatur w stosunku do przemiany bainitycznej w rdzeniu. Na tej podstawie zaprojektowano dla tej stali obróbkę dwustopniowego hartowania izotermicznego z wytworzeniem gradientowej mikrostruktury bainitu w warstwie wierzchniej oraz w rdzeniu.

Warunki austenityzowania dobrano tak, aby doprowadzić do rozpuszczenia węglików stopowych oraz ujednorodnienia zawartości węgla w obrębie ziaren austenitu, nie doprowadzając jednocześnie do nadmiernego rozrostu tychże ziaren. Przyjęto temperaturę austenityzacji Ta = 930°C oraz czas austenityzacji tA = 15min. Temperaturę pierwszego przystanku izotermicznego Th > Ms(r) ustalono na poziomie Ti1 = 350°C, zaś czas pierwszego przystanku wyznaczono na 5 min. Hartowanie izotermiczne przeprowadzono w kąpieli ciekłej cyny, nagrzanej do temperatury 350°C. Kąpiel cynowa zapewnia bardzo dużą szybkość hartowania z temperatury austenityzacji, pozwalając na ominięcie niepożądanych przemian podczas chłodzenia do temperatury przystanku izotermicznego. Temperaturę drugiego przystanku izotermicznego Ti2 > Ms(w) ustalono na poziomie Ti2 = 250°C. Przystanek temperaturowy realizowano poprzez przeniesienie próbek do drugiej kąpieli cynowej, nagrzanej do temperatury 250°C. Wytrzymanie izotermiczne w drugim przystanku prowadzono do zakończenia przemiany bainitycznej w tej temperaturze, tj. przez czas ti2 = 48 h.

W wyniku przeprowadzonej obróbki w stali 38CrAlMo6-10 osiągnięto następujące parametry wytrzymałościowe: R0,2 = 1450 MPa, Rm = 1780 MPa, wydłużenie przy zerwaniu Ac =4,3%. Twardość rdzenia po obróbce wynosiła 560 HV0,2 a twardość powierzchniowa - 630 HV0,2. Badania odporności na zużycie przez tarcie przeprowadzono metodą rolka-klocek, zgodnie z normą ASTM G77, na testerze T-05 pod obciążeniami 200 N i 400 N na próbkach w kształcie prostopadłościanów o szerokości 6,35 mm. Jako przeciwpróbkę użyto pierścieni o średnicy zewnętrznej 34,99 mm wykonanych ze stali łożyskowej 100Cr6. Badania przeprowadzono w temperaturze pokojowej z wykorzystaniem ośrodka smarnego. Po przeprowadzonych próbach, za pomocą mikroskopu świetlnego dokonano pomiarów szerokości wytarcia próbek i na podstawie uzyskanych wyników wyznaczono objętość wytarcia dla każdego biegu. Badania porównawcze odporności na zużycie ścierne wykazały ponad trzykrotnie niższy ubytek objętości w wyniku zużycia w porównaniu do nawęglonych próbek poddanych hartowaniu i niskiemu odpuszczaniu (p. fig. 3).

PL 236 791 B1

P r z y k ł a d 2

Realizację procesu obróbki cieplnej przeprowadzono dla stali konstrukcyjnej typu 42NiSiCrMo8 -7-3-F o składzie: 0,39% C, 0,62% Mn, 1,54% Si, 0,72% Cr, 0,32% Mo i 1,66% Ni. Skład tej stali spełnia wymagania odnośnie kinetyki przemian fazowych oraz odpowiedniej zawartości Si = 1,53% mas., zapewniającej zahamowanie wydzielania węglików w trakcie przemiany bainitycznej. Stal 42NiSiCrMo8-7-3-F poddana została procesowi nawęglania próżniowego, w rezultacie którego uzyskano nawęgloną warstwę wierzchnią o zawartości ok. 0,76% C przy powierzchni oraz całkowitej grubości 2 mm. Na podstawie badań dylatometrycznych wyznaczono wykresy CTPi zarówno dla stali 42NiSiCrMo8-7-3-F nienawęglonej oraz dla tej samej stali nawęglonej do zawartości węgla równej 0,76% mas. Przeprowadzone badania wykazały obecność przemiany bainitycznej zarówno w rdzeniu, jak i w warstwie nawęglonej przedmiotowej stali. Przemiana bainityczna w rdzeniu badanej stali występuje w zakresie temperatur 500-320°C, najkrótszy zaś czas inkubacji przemiany wynosi 20 s dla temperatury 480°C. Temperatura początku przemiany martenzytycznej w rdzeniu Ms(r) wynosi 320°C. W nawęglonej do 0,76% C warstwie wierzchniej stali 42NiSiCrMo8-7-3-F przemiana bainityczna występuje w zakresie temperatur 400-140°C, najkrótszy zaś czas inkubacji przemiany wynosi 190 s dla temperatury 350°C, a temperatura początku przemiany martenzytycznej w warstwie Ms(w) wynosi 140°C. Uzyskane wyniki potwierdziły więc, że kinetyka przemiany bainitycznej w nawęglonej warstwie jest przesunięta w stronę dłuższych czasów oraz niższych temperatur w stosunku do przemiany bainitycznej w rdzeniu. Na tej podstawie zaprojektowano dla tej stali obróbkę dwustopniowego hartowania izotermicznego z wytworzeniem gradientowej mikrostruktury bainitu w nawęglonej warstwie wierzchniej oraz w rdzeniu.

Warunki austenityzowania dobrano tak, aby doprowadzić do rozpuszczenia węglików stopowych oraz ujednorodnienia zawartości węgla w obrębie ziaren austenitu, nie doprowadzając jednocześnie do nadmiernego rozrostu tychże ziaren. Przyjęto temperaturę austenityzowania Ta = 930°C oraz czas austenityzacji tA = 15 min. Temperaturę pierwszego przystanku izotermicznego Th > Ms(r) ustalono na poziomie Ti1 = 350°C, zaś czas pierwszego przystanku wyznaczono na 3 min. Tak dobrane parametry pierwszego przystanku izotermicznego pozwalają na uzyskanie w rdzeniu stali 42NiSiCrMo8-7-3-F ok. 40% zaawansowania przemiany bainitycznej. W wyniku partycjonowania węgla z ferrytu do pozostałego austenitu, będącego następstwem częściowej przemiany przechłodzonego austenitu w ferryt bainityczny, nastąpiło obniżenie temperatury Ms rdzenia po czasie ti1 = 3 min do wartości Ms(r2) = 280°C. Jednocześnie czas th = 3 min jest krótszy niż czas inkubacji przemiany w nawęglonej do 0,76% C warstwie wierzchniej. Hartowanie izotermiczne w pierwszym przystanku realizowano w kąpieli ciekłej cyny, nagrzanej do temperatury 350°C. Kąpiel cynowa zapewnia bardzo dużą szybkość hartowania z temperatury austenityzowania, pozwalając na ominięcie niepożądanych przemian podczas chłodzenia do temperatury przystanku izotermicznego. Temperaturę drugiego przystanku izotermicznego Ti2 > Ms(w) ustalono na poziomie Ti2 = 300°C. Przystanek temperaturowy realizowano poprzez przeniesienie próbek do złoża fluidalnego, nagrzanego do temperatury 300°C. Wytrzymanie izotermiczne w drugim przystanku prowadzono do zakończenia przemiany bainitycznej w tej temperaturze, tj. przez czas ti2 = 16 h.

W wyniku przeprowadzonej obróbki stali 42NiSiCrMo8-7-3-F uzyskano bardzo korzystną kombinację właściwości mechanicznych i plastycznych w rdzeniu: udarność KV = 40 J w temperaturze pokojowej, granicę plastyczności Ro,2 = 1300 MPa, wytrzymałość na rozciąganie Rm = 1600 MPa, wydłużenie do zerwania Ar = 15,8%. Twardość rdzenia po obróbce wynosiła 410HV0,2 a twardość powierzchniowa - 550 HV0,2. Badania porównawcze odporności na zużycie ścierne wykazały kilkukrotnie niższy ubytek objętości w wyniku zużycia w porównaniu do nawęglonych próbek poddanych hartowaniu i niskiemu odpuszczaniu.

Claims (7)

1. Zastrzeżenia patentowe

   1. Sposób obróbki cieplnej elementu ze stali nawęglonej powierzchniowo z wykorzystaniem przemiany bainitycznej, w którym element stalowy nawęgla się do zawartości powierzchniowej węgla w zakresie 0,6-1,1% mas., nagrzewa się do temperatury austenityzowania Ta i wytrzymuje się w tej temperaturze przez określony czas tA, znamienny tym, że po etapie austenityzowania obrabiany element chłodzi się w etapie Q1 z szybkością większą niż krytyczna prędkość chłodzenia do temperatury Th pierwszego przystanku izotermicznego, takiej że Ms(r) + 20°C < Ti1 < 400°C, gdzie Ms(r) oznacza temperaturę początku przemiany martenzytycznej

   PL 236 791 B1 w nienawęglonym rdzeniu, przy czym korzystnie temperatura Tii < 350°C, następnie obrabiany element wytrzymuje się w etapie Bi w temperaturze Tii przez czas tii potrzebny do obniżenia temperatury Ms(r) w wyniku przemiany bainitycznej w rdzeniu poniżej temperatury Ti2 drugiego przystanku izotermicznego, po czym element chłodzi się w etapie Q2 z temperatury Tii do temperatury Ti2 drugiego przystanku izotermicznego, w której zachodzi przemiana bainityczna w nawęglonej warstwie, takiej że Ms(w) + 20°C < Ti2 < Tii, gdzie Ms(w) oznacza temperaturę przemiany martenzytycznej w nawęglonej warstwie, przy czym korzystnie 220°C < Ti2 < 300°C, następnie obrabiany element wytrzymuje się w etapie B2 w temperaturze Ti2 przez czas potrzebny do zakończenia przemiany bainitycznej w nawęglonej warstwie lub przez czas potrzebny do obniżenia temperatury początku przemiany martenzytycznej Ms(w) w warstwie nawęglonej poniżej temperatury 0°C, lub, jeśli element stalowy jest eksploatowany poniżej temperatury 0°C, poniżej minimalnej temperatury eksploatacji elementu, po czym w etapie Q3 element chłodzi się z temperatury Ti2 do temperatury otoczenia.
2. 2. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że czas trwania pierwszego przystanku izotermicznego tii w temperaturze Tii jest krótszy niż czas inkubacji tBs(w) przemiany bainitycznej w warstwie nawęglonej.
3. 3. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że czas trwania drugiego przystanku izotermicznego w temperaturze Ti2 jest dobrany tak, aby w nawęglonej warstwie wierzchniej obrabianego elementu stalowego przemiana bainityczna została zakończona, lub aby temperatura początku przemiany martenzytycznej Ms(w) spadła poniżej minimalnej temperatury eksploatacji tego elementu.
4. 4. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że obróbce poddaje się element ze stali o zawartości węgla 0,15% < %C < 0,45% mas., oraz sumarycznej zawartości krzemu i glinu 1,0% < %(Si+Al) < 3,2% mas.
5. 5. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że obróbce poddaje się stal zawierającą dodatek pierwiastków stopowych zwiększających hartowność stali, takich Mn, Cr, Mo, Ni, Cu i W.
6. 6. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że obróbce poddaje się stal zawierającą dodatek Ti, V, Nb.
7. 7. Sposób według zastrz. 1, znamienny tym, że obróbce poddaje się stal zawierającą P < 0,025% mas. i S < 0,025% mas.