THE VI INTERNATIONAL SCIENTIFIC CONFERENCE “SCIENTIFIC FOUNDATIONS FOR THE USE OF
INFORMATION TECHNOLOGIES OF A NEW LEVEL AND MODERN PROBLEMS OF AUTOMATION”,
NOVEMBER 20, 2025
76
УДК 621.78
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ЗАКАЛКИ И ОТПУСКА НА
СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ СТАЛЕЙ ПРИ ХИМИКО –
ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ
1Ж.М.Бегатов, 2А.С. Болтабоев, 2Д.М. Зиябекова, 2Ш.К. Алимардонова
1PhD, доцент, заведующей кафедры «Технология машиностроения», Совместный
Белорусско-Узбекский межотраслевой институт прикладных технических квалификаций,
Ташкент, Узбекистан.
2Магистранты Совместного Белорусско-Узбекского межотраслевого института
прикладных технических квалификаций, в городе Ташкента
h ps://doi.o g/10.5281/zenodo.17738084
Аннотация. В настоящее время проводится большое количество исследований в
области применения методов термической и химико-термической обработки,
существует ряд нерешенных технологических проблем. В частности, недостаточно
изучены вопросы формирования износостойких структур при исследовании
комбинированных способов химико-термической обработки, разработка которых дает
возможность сокращения технологических циклов процесса упрочнения поверхностного
слоя металлов. В данной работе расматриваются вопросы формирования износостойких
структур при технологических операциях позволяющих совместить процесс отпуска с
насыщением поверхности стали атомами азота и углерода, а также вопросы по
сокращению технологических циклов упрочнения с помощью методов химико- термической
обработки, возможности использования стандартного оборудования, подготовки среды
насыщения на основе местного сырья.
Ключивые слова. Нитроцементация, метан, закалка, аустенит, износостойкость,
теплостойкость, мартенсит, углерод.
Anno a ion. Cu en ly, a la ge numbe o s udies a e being ca ied ou in he ield o
applica ion o me hods o he mal and chemical- he mal ea men ; he e a e a numbe o
unsol ed echnological p oblems. In pa icula , he issues o he o ma ion o wea - esis an
s uc u es ha e no been su icien ly s udied in he s udy o combined me hods o chemical- he mal
ea men , he de elopmen o which makes i possible o educe he echnological cycles o he
p ocess o ha dening he su ace laye o me als. This pape discusses he o ma ion o wea -
esis an s uc u es du ing echnological ope a ions ha allow combining he empe ing p ocess
wi h sa u a ion o he s eel su ace wi h ni ogen and ca bon a oms, as well as issues o educing
echnological ha dening cycles using chemical- he mal ea men me hods, he possibili y o using
s anda d equipmen , p epa a ion o a sa u a ion medium based on local aw ma e ials.
Keywo ds. Ni oca bu izing, me hane, quenching, aus eni e, wea esis ance, hea
esis ance, ma ensi e, ca bon.
Введение: Инструментальные стали разделяются по назначению на два основных
класса – режущие и штамповые стали [1]. По теплостойкости они различаются на
нетеплостойкие, полутеплостойкие и теплостойкие [2]. Из режущих инструментальных
сталей изготавливается большая номенклатура режущего инструмента от различных
THE VI INTERNATIONAL SCIENTIFIC CONFERENCE “SCIENTIFIC FOUNDATIONS FOR THE USE OF
INFORMATION TECHNOLOGIES OF A NEW LEVEL AND MODERN PROBLEMS OF AUTOMATION”,
NOVEMBER 20, 2025
77
резцов, фрез, сверл, протяжек, метчиков и т.д. до сложного комбинированного
инструмента. При этом основным классом инструментальной стали для изготовления
режущего инструмента являются стали быстрорежущего класса. Как режущие, так и
штамповые инструменты подвергаются большим контактным и тепловым нагрузкам,
поэтому от них требуется высокая твердость, прочность, износостойкость и теплостойкость
[3]. Все эти свойства стали получают в процессе термообработки и химико-термической
обработки [4]. В процессе различных режимов термообработки стали имеют мартенситную
структуру, а при применении легированных сталей образуется мелкодисперсные карбиды,
обеспечивающие твердость и теплостойкость. Согласно [5] показателем уровня
теплостойкости является температура двухчасового отпуска закаленной стали на
требуемую твердость. Износостойкость инструмента определяется скоростью изнашивания
инструмента на которую влияет температура и контактное давление, которое испытывает
поверхностный слой инструмента. Однако необходимо отметить, что в ряде случаев
применение стандартных режимов термообработки и химико-термической обработки не
может обеспечить необходимой уровень твердости и теплостойкости. Не менее важными,
помимо износостойкости, являются технологические свойства, в частности, к таким
свойствам относятся: закаливаемость прокаливаемость, отсутвие обезуглероживания во
время нагрева под закалку, обрабатываемость резанием.
Теоретические исследования: Технологической особенностью процессов
насыщения стали азотом и углеродом является возможность применения широкого
интервала температур насыщения [6]. В зависимости от температурных интервалов
насыщения различают высокотемпературные, среднетемпературные, низкотемпературные
процессы нитроцементации. Цианирование стали осуществляется в расплавленных солях,
состоящих из цианистого натрия или цианистого калия. Температурный интервал
насыщения составляет 900-950⁰С при высокотемпературном цианировании, 820-870⁰С –
при среднетемпературном цианировании. Оба эти процесса являются достаточно
токсическими и нарушают экологическую безопасность. Кроме этого, в процессах сложно
осуществлять регулирование глубины насыщения и концентрацию атомов азота и углерода
в насыщаемых слоях. Поэтому основное применение в промышленности получил процесс
газовой нитроцементации [7]. Газовая нитроцементация осуществляется путем подачи в
пространство печи смеси природного газа и аммиака или смеси метана и аммиака (эндогаз)
[8]. Вместе с тем этот процесс имеет и недостатки: - отсутствие точных данных по добавке
аммиака, т.е. в каждом отдельном случае проводится предварительный расчет,
включающий в себя данные о размерах печи, температуры процесса, количеству
пропускаемого газа;
- изменение содержания недиссоциированного аммиака в различных конструкциях
печей, влияющее на результаты нитроцементации.
Достаточно хорошие и стабильные результаты процессов нитроцементации
получаются при неизменных установленных параметрах процесса, что возможно только в
условиях массового производства, с использованием агрегатов непрерывного действия для
определенной конструкции детали [9]. При этих условиях возможно осуществление
автоматизации технологического процесса нитроцементации, что является основным
экономическом преимуществом данного процесса.
Однако применение газовой нитроцементации в условиях одиночного и
мелкосерийного производства ведет к удорожанию процесса из-за выше указанных
THE VI INTERNATIONAL SCIENTIFIC CONFERENCE “SCIENTIFIC FOUNDATIONS FOR THE USE OF
INFORMATION TECHNOLOGIES OF A NEW LEVEL AND MODERN PROBLEMS OF AUTOMATION”,
NOVEMBER 20, 2025
78
недостатках. В этом случае преимуществом обладает процесс нитроцементации в твердой
среде для процесса низкотемпературной нитроцементации использовали твердую среду,
состоящую 60-80% из твердого карбюризатора газовой сажи и 30-40% карбамида СО (NH2)2
– мочевины. Контейнер с образцами и насыщающей средой помещали в разогретую до
разных и температур (550-600⁰С) печь и время насыщения исчисляли с момента
установления температуры после загрузки контейнера.
Экспериментальные исследования: Режимы комбинированной химико-
термической обработки заключались в следующем. Закалка производилась с различных
температур нагрева. Для сталей 4ХМФС, 4Х5МФ1С брались стандартные температуры
нагрева: 920-930⁰С для стали 4ХМФС, 1020⁰С для стали 4Х5МФ1. В качестве второго
режима нагрева под закалку для сталей 4ХМФС. Для быстрорежущей стали режимы
нагрева под закалку были 1200-1230⁰С.
Нагрев сталей под закалку проводился в соляных ваннах NACl и BaCl2.
Нагреву подвергали образцы сталей 20х20х10, время нагрева 0,3-0,5 мин на 1 мм сечения.
После нагрева осущевлялась закалка в масло. Затем проводился отпуск с совмещением
процесса нитроцементации.
Металлографические исследования проводили на микроскопах МИМ-8, НЕОФОТ-
21 с применением увеличения от 100 до 800 раз. Подготовку и травление шлифов
производили в соответствии со стандартными методиками [10]. Величина аустенитного
зерна определялось по ГОСТ 5639-82.
Состояние тонкой структуры определяли рентгенографически. Сьёмки
рентгенограмм проводили в режиме автозаписи с применением эталона из тех же сталей на
рентгеновских дифрактометрах: Дрон 3.0-Дрон-3М. Использовали излучение железного
анода. Определяли физическую ширину рентгеновской линии методом аппроксимации с
использованием поправонных графиков [11]. Для получения каждого результата
использовали не менее четырех рентгенограмм и определяли среднеарифметическую
величину физической ширины линии. Результаты состояния тонкой структуры
определялись непосредственно по физической ширине рентгеновской линии
интерференции. Подсчитывалась плотность дислокаций по формуле
ρ = 𝛽2
2𝑏2 . с𝑡g2𝜃 (1)
где
θ – угол отражения,
𝛽- физическая ширина рентгеновский линии,
b – вектор Бюргерса,
Период кристаллической решетки находили по положению центра тяжести
распределения линии интерференции:
α = 𝜆
2𝑠𝑖𝑛𝜃 √ℎ2+𝑘2 + 𝑙2 (2)
где
𝜆 – длина волны рентгеновского излучения,
θ – угол отражения,
ℎ, 𝑘, 𝑙- кристаллографические индексы.
Изменение периода кристаллической решетки обусловлено различным
THE VI INTERNATIONAL SCIENTIFIC CONFERENCE “SCIENTIFIC FOUNDATIONS FOR THE USE OF
INFORMATION TECHNOLOGIES OF A NEW LEVEL AND MODERN PROBLEMS OF AUTOMATION”,
NOVEMBER 20, 2025
79
растворением углерода и легирующих элементов, зависящим от температуры нагрева под
закалку.
Для определения количества остаточного аустенита после термической обработки
проводили сьёмку рентгеновских линий (211) где ⍺ - фаза (200) γ – фазы. Расчет проводился
путем определения отношений интенсивности этих линий.
Анализ результатов: Закалка стали с различных температур нагрева предполагает
обычно рост аустенитниго зерна и при охлаждении стали получается крупноигольчатый
мартенсит. Наличие легирующих элементов несколько снижает рост интенсивности
аустенитного зерна. Известно [12], что основным барьером, препятствующим росту
аустенитного зерна, являются труднорастворимые тугоплавкие фазы. В основном, это
карбиды и нитриды. Основным препятствием к росту аустенитного зерна для
рассматриваемых сталей являются карбиды легирующих элементов C , Mo, V. При нагреве
под закалку исследуемых сталей происходит также рост аустенитного зерна (рис.1), однако
он не так резко выражен, как для простых углеродистых сталей. Структура этих сталей
после закалки с температур 1100-1150⁰С представляет собой мартенсит, остаточный
аустенит и карбиды легирующих элементовю
В ранее проведенных исследованиях было установлено, что при закалке
инструментальных сталей с экстремальных температур 1100-1200⁰С формируется
структура с повышенной плотностью дислокаций. Было установлено, что при этих
температурах происходит начальный этап растворения тугоплавких примесных фаз. Всё
это в целом приводит к возникновению химической неоднородности аустенита и росту
аустенитного зерна (рис.1). Во время закалки при резком охлаждении образуется
повышенный уровень дефектности кристаллического строения ⍺-фазы. В процессе отпуска
в этих сталях происходит обратный процесс – выделение карбидов и примесных фаз в виде
тонкодисперсных частиц. Это влияет на процент содержания образовавшегося остаточного
аустенита. Поэтому были проведены исследования по определению влияния температуры
закалки на процент остаточного аустенита (рис. 2, 3).
Температуры закалки для каждой марки стали применялись согласно методике
эксперимента и варьировались от стандартных температур до температуры до 1200 0С.
THE VI INTERNATIONAL SCIENTIFIC CONFERENCE “SCIENTIFIC FOUNDATIONS FOR THE USE OF
INFORMATION TECHNOLOGIES OF A NEW LEVEL AND MODERN PROBLEMS OF AUTOMATION”,
NOVEMBER 20, 2025
80
Рис.1. Величина аустенитного зерна стали в зависимости от температуры закалки
1 – Сталь Х12Ф1, 2 – Сталь 4ХМФС, 3 – Сталь 4Х5МФ1С
Рис 2. Содержание остаточного аустенита после закалки от различных температур
стали 4ХМФС
1 – без отпуска, 2 – отпуска 550⁰С, 3 – отпуск 600⁰С
THE VI INTERNATIONAL SCIENTIFIC CONFERENCE “SCIENTIFIC FOUNDATIONS FOR THE USE OF
INFORMATION TECHNOLOGIES OF A NEW LEVEL AND MODERN PROBLEMS OF AUTOMATION”,
NOVEMBER 20, 2025
81
Рис.3. Содержания остаточного аустенита после закалки от различных температур
стали 4Х5МФ1С
1-безотпуска, 2-отпуск 550°С, 3-отпуск 600° С
Таким образом, необходимо отметить, что влияние высокотемпературной закалки на
рост аустенитного зерна и величину остаточного аустенита неоднозначно.
С ростом температуры нагрева под закалку зерно растет, но прирост при
температурах 1100-1150⁰С не столь значителен, зерно резко вырастает только при нагреве
1200⁰С. Содержание остаточного аустенита после применения закалки с отпуском для
сталей 4ХМФС, 4Х5МФ1С меняется незначительно от стандартных температур до 1150⁰С
и опять резко возрастает после закалки с 1200⁰С в независимости от температуры отпуска.
Причем во всех случаях минимальных значений остаточный аустенит достигает при
применении отпуска 600⁰С.
Так как ширина рентгеновской линии (220) и (211) является интегральной
характеристикой дефектности кристаллического строения, то в начале были проведены
исследования по влиянию режимов закалки
и отпуска на ширину линии (220) (рис.4)
Период кристаллической решетки определялся согласно по положению центра
тяжести распределения линии интерференции (раздел 2). Оба эти параметра структуры
имеют большое влияния на износостойкость стали [13].
THE VI INTERNATIONAL SCIENTIFIC CONFERENCE “SCIENTIFIC FOUNDATIONS FOR THE USE OF
INFORMATION TECHNOLOGIES OF A NEW LEVEL AND MODERN PROBLEMS OF AUTOMATION”,
NOVEMBER 20, 2025
82
Рис.4. Влияние температуры закалки и отпуска стали 4ХМФС на ширину
рентгеновской линии (220):
1-без отпуска, 2-отпуск 550°С, 3-отпуск 600°С
Рис.5. Влияние температуры закалки и отпуска на параметр кристаллической
решетки стали 4ХМФС:
THE VI INTERNATIONAL SCIENTIFIC CONFERENCE “SCIENTIFIC FOUNDATIONS FOR THE USE OF
INFORMATION TECHNOLOGIES OF A NEW LEVEL AND MODERN PROBLEMS OF AUTOMATION”,
NOVEMBER 20, 2025
83
1-без отпуска, 2-отпуск 550°С, 3-отпуск 600°С
Рис.6. Влияние температуры закалки и отпуска на плотность дислокаций стали
4ХМФС:
1-без отпуска, 2-отпуск 550°С, 3-отпуск 600°С
Результаты исследований состояния тонкой структуры сталей указывают на то, что
максимальный уровень дефектности кристаллического строения исследуемых сталей
формируется при проведении закалки с температур 1150-1200⁰С, что подтверждается
данными по физическому уширению линий (220) и (211) и повышению плотности
дислокаций (рис. 5) [14]. Параметр кристаллической решетки при этом уменьшается
(рис.6), т.к. повышение плотности дефектов кристаллической решетки ведет к
значительному уменьшению количества углерода в тетрагональной решетке мартенсита, то
есть часть атомов углерода уходит на дефекты решетки [15].
Выводы.
1. Применение высокотемпературной закалки для всех рассматриваемых марок
сталей приводит к увеличению дефектности кристаллического строения, а также к росту
процента остаточного аустенита.
2. Установлена возможность совмещения процессов отпуска и низкотемпературного
цианирования при температурах 550-600⁰С.
3. Наиболее эффективный состав насыщения показывает состав 2 (60% сажи + 40%
карбамида).
4. Глубина насыщения зависит от температуры и времени выдержки для всех
рассматриваемых марок сталей.
5. Наибольшее значение по глубине диффузионного слоя достигается при
THE VI INTERNATIONAL SCIENTIFIC CONFERENCE “SCIENTIFIC FOUNDATIONS FOR THE USE OF
INFORMATION TECHNOLOGIES OF A NEW LEVEL AND MODERN PROBLEMS OF AUTOMATION”,
NOVEMBER 20, 2025
84
температуре 600⁰С и выдержке в районе 3-4 часов.
6. Наибольшее значение микротвёрдость поверхностного слоя достигает в процессе
нитроцементации при выдержке 3-4 часа для всех марок сталей.
7. Микротвёрдость для сталей 4ХМФС и 4х5МФ1С достигает значений от HV 8000
до HV 10000
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Чуднни О.В., Гладова Г.В. Выбор материалов и методов упрочнения деталей
транспортного Машиностроения, М.: МАДИ. 2015. – 118 с.
2. Гуляев А.М, Гуляев А.А. Металловедения – М.: Металлургия - 2011-576с.
3. Богодухов С.И., Козик Е.С. Материаловедение – М.: Машиностроение, 2015. – 284 с.
4. Степанкин И.Н., Кеньков. М., Батко А.А. Влияние науглероживания и температуры
закалки на стойкость штампового инструмента из стали Р6М5. // Журнал МиТОМ 2013.
–№8. – С 19-23.
5. Лахтин Ю.М. Материаловедение. – М.: Издательский дом Альяс, 2009-527 с
6. Тихонов А.К., Палагин Ю.М. Методы азотирования, применяемые в ОАО «АВТОВАЗ»
МиТОМ, 2011 – №2 – С. 34-38.
7. Федулов В.Н. Оптимизация температурного режима закалки для повышения
теплостойкости инструментальной стали 4Х5МФ1С в различных заготовках. Выбор
режима закалки стали 4Х5МФ1С для повышения твердости и теплостойкости после
отпуска// Литье и металлургия 2017. – №3. –С.70-77.
8. Федулов В.Н. Пути повышения стойкости высоконагруженного инструмента горячей
высадки головок болтов / Литье и металлургия, 2016. – №1 – С. 120-129.
9. Трусова Е.В. Твердость и внутренние напряжения в нитроцементованных слоях наплавленного
металла штамповых сталей [Текст]/ Трусова Е.В., Костин Н.А. //Металлургия машиностроения.
2011. № 6. С. 44-49.
10. S eel hea ea men ; Me allu gy and Technologies. Edi ed by Geo ge. E. To en. 2014 y.
11. Исаенкова М.Г, Перлович Ю.А., Скрытный В.Ч., Соколов Н.А, Яльцев В.И.
Рентгеновская дифрактометрия: Учебное пособие. – М.: МИФИ, 2007. –60с.
12. Bega o J.M., No xodjae F.R., Muhkamedo A.A. The e ec o ex eme empe ing
empe a u es and subsequen empe ing on he s uc u e o ming
1. and p ope ies o die s eels. In e na ional Jou nal o Ad anced Resea ch in Science,
Enginee ing and Technology Vol. 6, Issue 4, Ap il 2019
13. Бердиев Д.М. Повышение износостойкости сталей термической обработкой с предварительной
подготовкой структуры // Техника и технология – М.: 2006. №6. -С. 111-113.
14. Струк В.А. и др. Материаловедение в машиностроении и промышленных технологиях. М.:
Издательский дом «Интелект», 2010. –536 с.
15. S eel hea ea men ; Me allu gy and Technologies. Edi ed by Geo ge. E. To en. 2014 y.
