Сталь марки ШХ15

Марка: ШХ15 (заменители: ШХ9, ШХ12, ШХ15СГ) Вид поставки: сортовой прокат, в том числе фасонный ГОСТ 2590-2006, ГОСТ 2591-2006. Калиброванный пруток: ГОСТ 7417-75. Шлифованный пруток и серебрянка: ГОСТ 14955-77. Полоса: ГОСТ 103-2006. Проволока: ГОСТ 4727-83. Класс: Сталь конструкционная подшипниковая Использование в промышленности: шарики диаметром до 150 мм, ролики диаметром до 23 мм, кольца подшипников с толщиной стенки до 14 мм, втулки плунжеров, плунжеры, нагнетательные клапаны, корпуса распылителей, ролики толкателей и другие детали, от которых требуется высокая твердость, износостойкость и контактная прочность.

Химический состав в % стали ШХ15
C	0,95 - 1,05
Si	0,17 - 0,37
Mn	0,2 - 0,4
Ni	до 0,3
S	до 0,02
P	до 0,027
Cr	1,3 - 1,65
Cu	до 0,25
Fe	~96

Зарубежные аналоги марки стали ШХ15
США	52100, G52986, J19965
Германия	1.3505, 100Cr6, 102Cr6
Япония	SUJ2, SUJ4
Франция	100C6, 100Cr6, 100Cr6RR
Англия	2S135, 534A99, 535A99
Евросоюз	1.3505, 100Cr6
Италия	100Cr6
Испания	100Cr6, F.1310
Китай	GCr15
Швеция	2258
Болгария	SchCh15
Венгрия	GO3
Польша	LH15
Румыния	RUL1, RUL1v
Чехия	14100, 14109
Австралия	5210
Юж.Корея	STB2, STB4

Дополнительная информация и свойства

Удельный вес: 7812 кг/м3 Термообработка: Отжиг 800oC, печь, 15 oC/ч. Температура ковки, °С: начала 1150, конца 800. Сечения до 250 мм охлаждаюся на воздухе, 251-350 мм в яме. Твердость материала: HB 10 -1 = 179 - 207 МПа Температура критических точек: Ac1 = 724 , Ac3(Acm) = 900 , Ar3(Arcm) = 713 , Ar1 = 700 , Mn = 210 Обрабатываемость резанием: в горячетканом состоянии при HB 202 σв=740 МПа, К υ тв. спл=0,9 и Кυ б.ст=0,36 Свариваемость: способ сварки КТС. Флокеночувствительность: чувствительна. Склонность к отпускной хрупкости: склонна. Шлифуемость: хорошая.

Механические свойства стали ШХ15
Состояние поставки, режим термообработки	Сечение, мм	σ0,2 (МПа)	σв(МПа)	δ5 (%)	ψ %	KCU (Дж / см2)	НВ, не более
Отжиг 800 °С, печь до 730 °С, затем до 650 °С со скоростью 10-20 град/ч, воздух	-	370-410	590-730	15-20	35-25	44	(179-207)
Закалка 810 °С, вода до 200 °С, затем масло. Отпуск 150 °С, воздух	30-60	1670	2160	-	-	5	62-65

Механические свойства стали ШХ15 в зависимости от температуры отпуска
Температура отпуска, °С	σ0,2 (МПа)	σв(МПа)	δ5 (%)	ψ %	KCU (Дж / см2)	HRCЭ (HB)
Закалка 840 °С,масло
200 300 400 450	1960-2200 1670-1760 1270-1370 1180-1270	2160-2550 2300-2450 1810-1910 1620-1710	- - - -	- - - -	- - - -	61-63 56-58 50-52 46-48
Закалка 860 °С, масло
400 500 550 600 650	- 1030 900 780 690	1570 1270 1080 930 780	- 8 8 10 16	- 34 36 40 48	15 20 24 34 54	480 400 360 325 280

Механические свойства стали ШХ15 при в зависимости от температуры испытания
Температура испытаний, °С	σ0,2 (МПа)	σв(МПа)	δ5 (%)	ψ %	KCU (Дж / см2)
Нагрев при 1150 °С и охлаждение до температур испытаний
800 900 1000 1100	- - - -	130 88 59 39	35 43 42 40	43 50 50 50	- - - -
Образец диаметром 6 мм и длиной 30 мм, деформированный и отожженный. Скорость деформирования 16 мм/мин. Скорость деформации 0,009 1/с
1000 1050 1100 1150 1200	32 28 20 17 18	42 48 29 25 22	61 62 72 61 76	100 100 100 100 100	- - - - -
Закалка 830 °С, масло. Отпуск 150 °С, 1,5 ч
25 -25 -40	- - -	2550 2650 2600	- - -	- - -	88 69 64

Предел выносливости стали ШХ15
σ-1, МПА	n	Термообработка
333 804 652	106	НВ 192. Отжиг НВ 616. Закалка 830 °C. Отпуск 150 °C, масло σ0,2=1670 МПа, σв=2160 МПа, НВ 582-670

Теплостойкость стали ШХ15

Температура, °С	Время, ч	Твердость, HRCэ
150-160	1	63

Прокаливаемость стали ШХ15
Расстояние от торца, мм										Примечание
1,5	3	4,5	6	9	12	15	18	24	33	Закалка 850 °С
65,5-68,5	63-68	58,5-67,5	51,5-67	40-64	38-54	38-48,5	38-47	33-41,5	28-35,5	Твердость для полос прокаливаемости, HRC

Количество мартенсита, %	Критическая твердость, HRCэ	Критический диаметр в воде	Критический диаметр в масле
50 90	57 62	28-60 20-54	9-37 6-30

Физические свойства стали ШХ15
T (Град)	E 10- 5 (МПа)	a 10 6 (1/Град)	l (Вт/(м·град))	r (кг/м3)	C (Дж/(кг·град))	R 10 9 (Ом·м)
20	2.11			7812
100		11.9		7790		390
200		15.1	40	7750		470
300		15.5		7720		520
400		15.6	37	7680
500		15.7	32	7640

Расшифровка марки ШХ15: с буквы Ш начинается маркировка подшипниковых сталей, Х означает легирование стали хромом, который присутствует в количестве 1,5%.

Особенности и применение стали ШХ15: для ответственных деталей приборов и машин в ряде случаев применяют закаленные стали с высокой твердостью, упрочняемые мартенситным превращением.

В условиях эксплуатации, особенно под напряжением, в метастабильной структуре закаленной стали могут проходить значительные изменения, приводящие к нарушению геометрических размеров изделий. Уже в ненагруженных закаленных деталях наблюдаются существенные изменения объема и размеров во времени. Эти изменения обусловлены диффузионными процессами перемещения атомов углерода в мартенсите, сопровождающиеся уменьшением размеров, и процессами распада остаточного аустенита — с увеличением размеров.

Посредством наблюдений за изменениями размеров закаленных образцов в процессе отпуска и рентгенографическими исследованиями установлено, что для стабилизации мартенсита закалки при комнатной температуре достаточно 2-4-часового отпуска при 150° С. Для стабилизации мартенсита при эксплуатации в условиях повышенных температур необходимо, чтобы температура отпуска превышала эксплуатационную на 50-100° С.

Основной причиной изменения размеров закаленной и подвергнутой низкому отпуску стали является остаточный аустенит. Превращение 1% аустенита в мартенсит приводит к изменению размеров стали на 1•10^-4, что составляет 10 мкм на каждые 100 мм размера. Существует критическое количество остаточного аустенита, ниже которого стабильность размеров стали в пределах 1^.10^-5 при минусовой и комнатной температурах сохраняется. Критическое количество аустенита изменяется пропорционально логарифму времени хранения и повышается с возрастанием температуры закалки и последу

ющего отпуска. Например, критическое количество аустенита, сохраняющее стабильность размеров стали ШХ15 в течение 3—5 лет в пределах 1-10⁶, составляет после закалки при 840 и 880° С и отпуске 100° С соответственно 5 и 10%, после отпуска 150° С - соответственно 10 и 19%.

Отпуск при 150° С, стабилизирующий мартенсит при комнатной температуре, является малоэффективным с точки зрения стабилизации остаточного аустенита. Увеличение размеров образцов, свидетельствующее о процессе аустенитно-мартенситного превращения, начинается лишь через 20 ч выдержки при 150° С. Начало интенсивного распада аустенита наблюдается только при 200° С. При этом твердость закаленной стали снижается до HRC60. В тех случаях, когда подобное снижение твердости недопустимо, основным способом понижения содержания остаточного аустенита в структуре закаленной стали является обработка при температуре ниже нуля, что связано с положением точки конца мартенситного превращения. Необходимость обработки холодом для стабилизации размеров точного мерительного инструмента и подшипников прецизионных приборов показана в ряде советских и зарубежных работ. Однако понизить содержание остаточного аустенита посредством обработки холодом ниже 4—5% для большинства инструментальных и подшипниковых сталей не удается. Поэтому некоторые исследователи рекомендуют сочетать обработку холодом с последующим продолжительным низким отпуском, который для стали типа ШХ15 должен составлять не менее 10 000 ч при 100° С, 160 ч при 150° С и 50 ч при 180° С.

При повышенных температурах скорость превращения аустенита не зависит от температуры отпуска и пропорциональна только его количеству. В условиях эксплуатации при повышенных температурах превращение аустенита идет по бейнитному механизму и эффект стабилизации остаточного аустенита отсутствует. Суммарный эффект изменения размеров при повышенных температурах определяется относительной устойчивостью мартенсита и остаточного аустенита. Для изделий, работающих при температуре порядка 150° С, в целях снижения количества остаточного аустенита обязательна обработка холодом. Обработка холодом при -70° С стабилизирует размеры в течение 10000 ч при рабочей температуре 120^о С в пределах 5^.10^-6, а при 120-150° С в пределах 10^.10^-5. Дальнейшее повышение размерной стабильности может быть достигнуто посредством отпуска при температурах, обеспечивающих необходимую полноту распада остаточного аустенита, и стабилизации мартенсита. Для стали ШХ15 эти температуры составляют не менее 225-250° С.

Поскольку наиболее полными характеристиками размерной стабильности материала являются показатели сопротивления микропластическим деформациям, представляло интерес оценить зависимость этих характеристик от режимов термообработки закаленной стали.

Под напряжением в закаленной стали одновременно проходят процессы фазовых превращений и микропластических деформаций. При этом микропластические деформации ускоряют процессы фазовых превращений. Одновременно последние приводят к резкому понижению сопротивления начальным стадиям пластической деформации. Понижение сопротивления пластическому деформированию в условиях протекания фазовых и структурных превращений в литературе получило название кинетической пластичности или кинетического изменения свойств. Указанное явление характерно для стали, закаленной на высокую твердость, и ведет к активному изменению размеров вследствие развития процессов ползучести и релаксации напряжений. Сопротивление микропластическим деформациям характеризует не только размерную стабильность материала, но и отражает его сопротивление износу, поскольку последний по современным представлениям имеет в значительной степени усталостную природу и возникает в результате развития в металле микропластических деформаций.

В условиях метастабильного фазового и структурного состояния кинетика релаксации напряжений непосредственно контролируется процессами фазовых и структурных превращений, протекающих в условиях испытаний. В закаленных сталях типа ШХ15 кинетика процесса релаксации напряжений в интервале 100—200° С определяется нестабильностью мартенсита. Об этом свидетельствует совпадение энергий активации процессов релаксации напряжений и уменьшения удельного объема вследствие превращения мартенситной составляющей, а также соответствие этих изменений степеням релаксации напряжений в широком диапазоне температур и длительностей испытаний.

Зависимость предела упругости от температуры отпуска закаленной стали меняется по кривой с максимумом аналогично зависимости предела упругости наклепанных металлов от температуры дорекристаллизационного отжига. Представлена указанная зависимость для различных по составу сталей - углеродистых, конструкционных легированных, подшипниковых и нержавеющих, которые широко распространены в прецизионном машиностроении и приборостроении. Как видно из представленных данных, после оптимального отпуска предел упругости возрастает для различных сталей от 30% до 3-4 раз.

Наряду с повышением предела упругости при дорекристаллизационном отжиге возрастает релаксационная стойкость закаленной стали. Максимальная релаксационная стойкость наблюдается после отпуска при тех же температурах, что и максимальный предел упругости, например для сталей ШХ15 и 11Х18М при 250 и 350- 400° С соответственно.

Очевидно, что наблюдаемый рост сопротивления микропластическим деформациям с повышением температуры отпуска обусловлен процессами стабилизации мартенсита и остаточного аустенита, а также распадом последнего.

Особый интерес представляет целесообразность использования для стабилизации размеров закаленных стальных изделий многократной обработки холодом, чередующейся с низким отпуском. Некоторые авторы считают, что такая обработка обеспечивает более полное превращение остаточного аустенита по сравнению с однократным охлаждением и нагревом. По данным работы весь процесс стабилизации состоит из 5—6 циклов охлаждения до -85° С, каждый из которых сопровождается низким отпуском. Предполагается, что при каждом последующем охлаждении осуществляется дополнительное превращение части остаточного аустенита в мартенсит, а отпуск после охлаждения снимает возникшие вследствие указанного превращения и резкого охлаждения внутренние напряжения. В Японии запатентован метод термической обработки подшипниковой стали, заключающийся в проведении после закалки многократных теплосмен в интервале -50 +150° С. Повышение стабильности размеров в результате понижения количества остаточного аустенита после повторения цикла «обработка холодом-отпуск».

Многократная обработка холодом, чередующаяся с отпуском, позволяет повысить сопротивление микропластическим деформациям и стабильность размеров закаленной высокоуглеродистой стали.

В результате многократной термоциклической обработки существенно уменьшается содержание остаточного аустенита в стали в отличие от однократной обработки холодом и отпуском. Одновременно повышается предел упругости. После 6-кратной обработки при -70 и +150° С (режим 2) предел упругости при изгибе σ_0,001 составил 155 кгс/мм² против 137 кгс/мм² после однократной обработки (режим 3), т. е. повысился примерно на 13%.

Существенно возросла также и релаксационная стойкость стали.

Рассмотрим возможный механизм влияния многократной обработки по циклу «охлаждение ниже нуля - низкотемпературный нагрев» на структуру закаленной стали.

При охлаждении стали до минусовой температуры повышается разность свободных энергий аустенита и мартенсита и в связи с этим происходит дополнительный распад аустенита, На кинетику распада аустенита большое влияние оказывают поля напряжений, образующиеся в стали при ее охлаждении до минусовых температур после закалки. После закалки остаточный аустенит находится под воздействием всестороннего сжатия, которое задерживает мартенситное превращение. В связи с разницей в коэффициентах линейного расширения аустенита и мартенсита величина этого давления на аустенит уменьшается по мере охлаждения до отрицательных температур, что способствует ускорению мартен-ситного превращения. Превращение будет продолжаться до тех пор, пока выигрыш в свободной энергии из-за изменения решетки не будет поглощен энергией упругой деформации, возникающей в процессе образования мартенсита или пока не образуется предельное для данной температуры количество мартенсита, соответствующее минимуму общей свободной энергии.

В процессе нагрева стали до верхней температуры цикла и выдержке при этой температуре будет дополнительно происходить мартенситное превращение. Нарушения строения аустенита вокруг образовавшихся при низкой температуре кристаллов мартенсита облегчают последующее превращение при более высокой температуре. Полученные при предыдущем превращении упругие искажения в аустените будут облегчать зарождение последующих мартенситных кристаллов.

При этом чем больше упругие искажения в аустените в результате предыдущего мартенситного превращения при охлаждении до отрицательной температуры, тем выше скорость превращения при последующем нагреве.

Мартенситное превращение при нагреве будет продолжаться до тех пор, пока в новых условиях значение упругой энергии деформации, возникшей в процессе образования мартенсита, не станет равным разности свободных энергий решеток аустенита и мартенсита. При этом на кинетику зарождения новых кристаллов мартенсита значительное влияние оказывают факторы стабилизации аустенита и разность коэффициентов линейного расширения мартенсита и аустенита. Эти факторы уменьшают скорость мартенситного превращения при нагреве. Стабилизация аустенита обусловлена процессами отдыха металла при нагреве: уменьшением перенапряжений в микрообъемах, уменьшением плотности дислокаций в скоплениях, общим перераспределением дислокаций и точечных дефектов. В связи с разностью в коэффициентах линейного расширения аустенита и мартенсита при нагреве в аустените могут появляться дополнительные сжимающие напряжения, уменьшающие скорость превращения. При нагреве от минусовой до верхней температуры цикла процессы отдыха проходят также и в мартенсите с перераспределением дислокаций и точечных дефектов, уменьшением локальных скоплений дислокаций и перенапряжений в микрообъемах и повышением, в связи с этим, устойчивости мартенсита.

Распад мартенсита проходит после процесса отдыха и наиболее заметно наблюдается выше 100° С с выделением на первой стадии (в интервале 100-150° С) е-карбида и уменьшением степени тетрагональности мартенсита. После обособления карбидных частиц и уменьшения неоднородности концентрации углерода (при повышении температуры) искажения второго рода уменьшаются.

Таким образом, в результате процессов, проходящих в закаленной стали при нагреве от минусовой до верхней температуры 1-го цикла ТЦО, уменьшается количество остаточного аустенита и повышается его стабильность, происходит частичный распад мартенсита, а также повышается его устойчивость. По-видимому, величина микронапряжений на границе фаз также получается минимальной в связи с их релаксацией при отдыхе.

В результате необратимых процессов, проходящих при нагреве от минусовой до верхней температуры 1-го цикла, понижается энергия искажений кристаллической решетки. При повторном охлаждении стали до отрицательной температуры вновь появляется термодинамический стимул для мартенситного превращения. Однако в новых условиях скорость мартенситного превращения при охлаждении будет значительно ниже в сравнении с превращением в 1-м цикле, поскольку в результате предварительной стабилизации аустенита повышается работа образования зародышей мартенсита. Вследствие отдыха аустенита в 1-м цикле, распределение дефектов кристаллического строения становится менее благоприятным для образования новых зародышей мартенсита.

При нагреве во 2-м цикле новые упругоискаженные области, возникшие в аустените в процессе у-а превращения при низкой температуре, также будут способствовать зарождению новых кристаллов мартенсита аналогично процессам в 1-м цикле нагрева. При этом, однако, скорость процессов оказывается значительно ниже, так как величина новых упругоискаженных областей будет меньше, чем в 1-м цикле. При повторном цикле нагрева вновь проходят процессы отдыха и стабилизации мартенсита. Происходит также некоторый дополнительный распад мартенсита (более полное прохождение 1-й стадии отпуска). В результате 2-го цикла ТЦО дополнительно уменьшается количество остаточного аустенита и значительно повышается устойчивость закаленной структуры при последующих изменениях температуры. Таким образом, после нового цикла ТЦО повышается стабильность остаточного аустенита и мартенсита.

Эффективность ТЦО ограничивается несколькими циклами обработки «холод-тепло» (3-б циклов), дальнейшее увеличение числа циклов неэффективно. Как и следовало ожидать, наибольший эффект достигается после 1-го цикла обработки. Однако экспериментальные данные показали, что для повышения сопротивления микропластическим деформациям весьма существенны также последующие несколько циклов обработки, при которых проходит дополнительный распад остаточного аустенита и более полная стабилизация структуры.

В результате 3—6-кратной ТЦО образуется устойчивая структура мартенсита с минимальным количеством остаточного аустенита, также хорошо стабилизированного. Более стабильная структура обеспечивает повышение сопротивления микропластическим деформациям в закаленной стали.

Изложенное свидетельствует об эффективности многократной обработки холодом, чередующейся с низкотемпературным отпуском, для стабилизации размеров изделий из стали, закаленной на высокую твердость. Зарубежные фирмы, применяющие указанную обработку, гарантируют более высокую стабильность мерительного инструмента, чем это требует ГОСТ 9038-90 и чем фактически наблюдается на плоскопараллельных концевых мерах отечественного изготовления.