Все о металле, его обработке и переработке
Партнеры
  • .

СТАЛИ ДЛЯ ИЗМЕРИТЕЛЬНЫХ ИНСТРУМЕНТОВ

К сталям для измерительных инструментов предъявляется комплекс требований, из которых наиболее важными являются высокая износо­стойкость, сохранение постоянства лииейиых размеров и формы при эксплуатации, высокая чистота поверхности (высокая по лиру ем ость).

Для измерительных инструментов могут применяться как высокоуг­леродистые заэвтектоидиые стали, так и стали с дополнительным леги­рованием хромом, марганцем, вольфрамом и ванадием. В отечественной практике для измерительных плит наиболее широко используют стали ‘типа X (0,95—1,10 % С; 1,3—1,65 % Cr) и 12X1 (1,15—1,25 % С; 1,3—1,65 % Cr).

-W -20 30 UO 50

020 60 6 9 12 Ci/Mu Месяцы

Время

Рис. 232. Влияние времени ста­рения при 20 "С на изменение длины образцов (9 X 20 X 60 мм) стали X в зависимости от ре­жима обработки (Ю. А. Гел­лер, С. М. Явиель):

I

О

J I -

1—закалка от 840."С, без от­пуска; 2 — закалка, охлажде­ние до —70 0C; 3 — закалка, охлаждение до —70 "С, отпуск при 150 °С, 6 ч

Высокая твердость сталей достига­ется закалкой иа мартенсит с низким от­пуском. Температура аустенитизации для, стали X составляет 650—860°С, а для стали 12X1 855—870 "С. Твердость пос­ле отпуска стали 12X1 выше, чем стали X, что связано с большим содержанием углерода в стали 12X1, Высокая поли — руемость сталей зависит от уровня твер­дости, который должен быть не ниже HRC 63—64. При высокой твердости хо­рошая полируемость стали обеспечива­ется получением равномерно распреде­ленных некрупных избыточных карбидов и повышенной металлургическрй чисто­той стали. Наличие крупных неметалли­ческих включений может приводить к выкрашиванию в процессе полирования. Кроме того, неметаллические включения могут стать центрами развития коррозии на поверхности измерительного инстру­мента.

Для измерительного инструмента чрезвычайно важным является стабильность во времени размеров и формы (рис. 232). В закаленном и отпущенном состояниях в стали протекают процессы, вызывающие размерные изменения. К таким процессам относятся релаксация оста­точных макроскопических напряжений, дальнейший распад мартенсита с уменьшением тетрагональности его кристаллической решетки, мартен­ситное превращение остаточного аустенита. В закаленной стали все эти процессы идут значительно интенсивнее, чем после отпуска. Вместе с тем низкотемпературный отпуск практически не изменяет количества Остаточного аустенита. Для уменьшения его содержания применяют многократное охлаждение до —70 °С с последующим отпуском при Т20—125 0C, В ряде случаев рекомендуется шестикратное повторение обработки холодом и отпуска, при этом количество остаточного аусте­нита уменьшается в несколько раз.

Влияние многократного охлаждения до —70 0C на количество оста­точного аустенита в стали X после закалки с 860 0C по данным Ю. А. Геллера, И. А. Бусуриной приведено ниже:

HRC

А, %

Закалка в масле (20°С) . . .

64-

-65

9—11

Закалка в масле+охлаждение

ДО

—70 0C……………………………………….

64,5-

-66

4—5

То же+отпуск при 125 °С, 12

Ч+

2,5—3,5

+охлаждение до —70 °С. . .

65-

-66

То же+отпуск при 125 0C, 12

Ч и

1,5—2,5

Третье охлаждение до —70 °С.

65-

-66

Так как распад мартенсита сопровождается уменьшением объема, относительное укорочение при распаде 1,0 % мартенсита при низком отпуске составляет 1,566-Ю-5, а превращение остаточного аустенита происходит с увеличением объема (превращение 1,0 % остаточного аустенита сопровождается относительным удлинением на 1,201-IO-4), т. е. объемные изменения в случае превращения аустенита почти на по­рядок выше, чем при распаде мартенсита. Отсюда следует, что при со­хранении в структуре стали небольшого количества остаточного аусте­нита суммарного изменения объема (длины) практически не проис« ходит.

Для измерительных плит важным свойством является хорошая сцепляемость (притираемость). Она зависит от Чистоты поверхности и от состава мартенсита. В частности, высокие содержания хрома ухуд­шают сцепляемость вследствие образования прочной пленки на поверх­ности.

Для мелких измерительных плит могут быть использованы мартен^ ситно-стареющие стали на железоникелевой основе, обработанные на твердость HRC 63—65. К преимуществам этих сталей относится хоро­шая обрабатываемость резанием после закалки иа низкоуглеродистый мартенсит с твердостью HRC менее 30.

Измерительные инструменты Типа лекал, шаблонов, скоб изготовля­ют путем вырубки из листа. Для этой группы инструментов применяют низкоуглеродистые (20, 20Х) и среднеуглеродистые (50, 50Г) стали. Для повышения твердости и износостойкости инструменты из яизкоуг- леродистых сталей подвергают цементации, закалке с 790—810 0C в мас­ло (сталь 20Х) илн воду (сталь 20) и низкотемпературному отпуску при 150—180 °С, 2—3 ч. Инструменты из средиеуглеродистых сталей подвергают закалке с индукционного нагрева и низкому отнуску.

РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

Гудремон Э. Специальные стали. Т. I, II: Пер. с нем. M.: Металлург — издат, 1959. 1638 с.

Меськин В. С. Основы легирования стали. M.: Металлургия, 1964. 684 с.

Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т. II. изд. 3-е/Под ред. Бернштейна М. JI. и Рахштадта А. Г-. M.: Металлур­гия, 1983. 368 с.

Пикеринг Ф. Б. Физическое металловедение и разработка сталей: Пер. с англ. M.: Металлургия, 1982. 182 с.

Справочник металлиста. Т. II. Изд. 3-е/Под ред. Рахштадта А. Г. и Брострема В. A. M.: Машиностроение, 1976. 718 с.

Тылкин М. А. Справочник термиста ремонтной службы. M.: Метал­лургия, 1981. 648 с.

Часть первая

Анализ структуры производства и потребления черных металлов в СССР/Камалов Р. Г., Цветаев А. А., Шишкова А. А. и др. M.: Метал­лургия, 1980. 111 с.

Виноград М. И., Громова Г. П. Включения в легированных сталях и сплавах. M.: Металлургия, 1972. 215, с.

Включения и фазы в сталях и сплавах/Явойский В. И., Близню — ков С. А., Вишкарев А. Ф. и др. M.: Металлургия, 1979. 316 с.

Гуляев А. П. Чистая сталь. M.: Металлургия, 1975. 184 с.

Кулганек Ф. Конструкционные стали (зарубежные стандарты): Пер. с ием. M.: Металлургия, 1973. 80 с.

Металлография железа. Т. I: Пер. с англ. M.: Металлургия, 1972. 246 с.

Хансен H., Андерко К Структура двойных сплавов. Т. 1, 2: Пер. с англ. M.: Металлургиздат, 1962. 1488 с.

Штремель М. А. — МиТОМ, 1980, №. 8, с. 2—6.

Справочник марок сталей: Пер. с нем. M.: Металлургиздат, 1963. 1922 с.

Часть вторая

Андриевский P. A., Jlanun А. Г., Рымашевский Г. А. Прочность ту­гоплавких соединений. M.: Металлургия, 1979. 232 с.

Гольдшмидт X. Дж. Сплавы внедрения. Т. I, II: Пер. с англ. M.: Мир, 1971. 424 и 464 с.

Григорович В. К. Электронное строение и термодинамика сплавов железа. M:. Наука, 1970. 292 с.

Интерметаллические соединения: Пер. с англ./Под ред. Корнило­ва И. И. M.: Металлургия, 1970. 440 с.

Каменецкая Д. С., Пилецкая И. Б., Ширяев В. И. Железо высокой степени чистоты. M.: Металлургия, 1978. 248 с.

Могутное Б. M., Томилин И. А., Шварцман JI. А. Термодинамика железоуглеродистых сплавов. M.: Металлургия, 1972. 328 с.

Тот JI. Карбиды и нитриды переходных металлов: Пер. с аигл./Под ред. Гельда П. В. M.: Мир, 1974. 294 с.

Физическое металловедение. Т. I: Пер. с англ./Под ред. Кана Р. M.: Мнр, 1967. 334 с.

Шуберт К. Кристаллические структуры двухкомпонеитиых фаз: Пер. с нем. M.: Металлургия, 1971. 532 с.

Часть третья

Белоус Af. В., Черепин В. Т., Васильев Af. А. Превращения при от­пуске стали. M.: Металлургия, 1973. 232 с.

Блантер М. Е. Фазовые превращения при термической обработке стали. M.: Металлургиздат, 1962. 268 с.

Бокштейн С. 3. Строение и свойства металлических сплавов M.: Ме­таллургия, 1971. 496 с.

Курдюмов Г. В., Утевский Л. M., Энтин Р. И. Превращения в же­лезе и стали. M.: Наука, 1977. 238 с.

Попов А. А., Попова Л. Е. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита. Справочник термиста. M.: Машгиз, 1961. 430 с.

Попов А. А. Фазовые превращения в металлических сплавах. M.: Металлургиздат, 1963. 312 с.

Садовский В. Д. Структурная наследственность в стали. M.: Метал­лургия, 1973. 205 с.

Часть четвертая

Гладштейн Л. И., Литвиненко Д. А. Высокопрочная строительная сталь. M.: Металлургия, 1972. 240 с.

Гольдштейн М. И., Фарбер В. М. Дисперсионное упрочнение стали. M.: Металлургия, 1979. 208 с.

Лейкин И. M., Литвиненко Д. А., Рудченко А. В. Производство и свойства низколегированных сталей. M.: Металлургия, 1972. 256 с.

Термическое упрочнение проката/Стародубов К¦ Ф-, Узлов И. Г., Савенков В. Я. и др. M.: Металлургия, 1970. 368 с.

Тылкин М. А., Большаков В. И., Одесский П. Д. Структура и свой­ства строительной стали. M.: Металлургия, 1983. 288 с.

Упрочнение конструкционных сталей нитридами/Гольдштейн Af. И., Гринь А. В., Блюм, Э. Э., Панфилова Л. М. M.: Металлургия, 1970. 222 с.

Часть пятая

Банных О. А., Блинов В. М. Днсперсионно-твердеющие немагнит­ные ванадийсодержащие стали. M.: Наука, 1980. 190 с.

Бернштейн М. Л. Прочность стали. M.: Металлургия, 1974. 200 с.

Бернштейн Af. Л., Займовский В. А., Капуткина Л. М. Термомеха — ннческая обработка стали. M.: Металлургия, 1983. 480 с.

Богачев И. Н. Кавитационностойкое разрушение н кавитационно — стойкие стали. M.: Металлургия, 1972. 190 с.

Богачев И. H., Еголаев В. Ф. Структура и свойства железомарганце — вых сплавов. M.: Металлургия, 1973. 296 с.

Бодяко Ni. H., Астанчик С. А., Ярошевич Г. Б. Мартенситно-старе­ющие стали. Минск: Наука и техника, 1976. 246 с.

Голиков И. H., Гольдштейн М. И., Мурзин И. И. Ванадий в стали. M.: Металлургия, 1968. 292 с.

Голованенко С. А., Фонштейн Н. Af. — В кн.: Итоги науки и техни­ки. Металловедение и термическая обработка. M.: ВИНИТИ, 1983, с. 64—120.

Гольдштейн Я¦ E., Заславский А. Я¦ Конструкционные стали повы­шенной обрабатываемости. M.: Металлургия, 1977. 248 с.

Давыдов Н. Г. Высокомарганцевая сталь. M.: Металлургия, 1979. 174 с.

Зубов В. Я-, Грачев С. В. Структура и свойства стальной пружинной ленты. M.: Металлургия, 1964. 224 с.

Лебедев Д. В. Конструктивная прочность криогенных сталей. M.: Металлургия, 1976. 264 с.

Литвиненко Д. А. Холоднокатаная нестареющая сталь. M.: Метал­лургия, 1968. 168 с.

Лахтин Ю. M., Коган Я — Д. Азотированные стали. M.: Машино­строение, 1976. 255 с.

Минкевич А. Н. Химико-термическая обработка металлов и сплавов. M.: Машиностроение. 1965. 491 с.

Перкас М. Д., Кардонский В. М. Высокопрочные мартенситно-ста­реющие стали. M.: Металлургия, 1970. 224 с.

Потак Я — М. Высокопрочные стали. M.: Металлургия, 1972. 208 с.

Проблемы разработки конструкционных сплавов: Пер. с англ. M.: Металлургия, 1980. 336 с.

Приданцев М. В., Давыдова Л. H., Тамарина И. А. Конструкцион­ные стали: Справочник. M.: Металлургия, 1980. 288 с.

Разрушение. Т. 6. Разрушение металлов: Пер. с англ. M.: Метал­лургия, 1976. 496 с.

Рахштадт А. Г. Пружинные стали и сплавы. 3-е изд., перераб. и доп. M.: Металлургия, 1982. 400 с.

Романив О. Н. Вязкость разрушения конструкционных сталей. M.: Металлургия, 1979. 176 с.

Спектор А. Г., Зельбет Б. M., Киселева С. А. Структура и свойства подшипниковых сталей. M.: Металлургия, 1980. 264 с.

Химико-термическая обработка металлов н сплавов: Справочник/ Под ред. Ляховича Л. С. M.: Металлургия, 1981. 424 с.

Часть шестая

Бабаков А. А., Приданцев М. В. Коррозионностойкие стали и спла­вы. M.: Металлургия, 1971. 318 с.

Гуляев А. П., Жадан Т. А. Новые низколегированные нержавеющие стали. M.: Машиностроение, 1972. 104 с.

Туфанов Д. Г. Коррозионная стойкость нержавеющих сталей, спла­вов и чистых металлов: Справочник. M.: Металлургия, 1982. 120 с.

Ульянин Е. А. Коррозионностойкие стали и сплавы: Справочник. M.: Металлургия, 1980. 207 с.

Химушин Ф. Ф. Нержавеющие стали. M.: Металлургия, 1976. 798 с.

Часть седьмая

Банных О. А-, Ковнеристый Ю. К, Зудин И. Ф. Хромомарганцевые теплоустойчивые стали с алюминием. M.: Наука, 1965. 101 с.

Григорович В. К Жаропрочность и диаграммы состояния. M.: Ме­таллургия, 1969. 323 с.

Деформация и свойства материалов для авиационной и космической техники: Пер. с англ. M.: Металлургия. 1982. 386 с.

Жаропрочные сплавы для газовых турбин: Пер. с англ. M.: Метал­лургия, 1981. 480 с.

Захаров М. В., Захаров А. М. Жаропрочные сплавы. M.: Метал­лургия, 1969. 245 с.

Корнилов И. И. Физико-химические основы жаропрочности сплавов. M.: Наука, 1971. 318 с.

Кофстад П. Высокотемпературное окисление металлов. M.: Мир, 1969. 392 с.

Ланская К. А. Высокохромистые жаропрочные стали. M.: Метал­лургия, 1976. 230 с.

Ланская К¦ А. Жаропрочные стали. M.: Металлургия, 1969. 245 с.

Масленков С. Б. Жаропрочные стали и сплавы: Справочник. M.: Металлургия, 1983. 191 с.

Портной К¦ И., Бабич Б. Н. Дисперсноупрочненные материалы. M:. Металлургия, 1974. 123 с. v

Приданцев М. В. Жаропрочные стареющие сплавы. M.: Металлур­гия, 1973. 184 с.

Роэенберг В. М. Основы жаропрочности металлических материалов, M:. Металлургия, 1973. 325 с.

Симе Ч„ Хагель В. Жаропрочные сплавы/Пер. с аигл. M.: Метал­лургия, 1976. 586 с.

Химушин Ф. Ф. Жаропрочные стали и сплавы. M.: Металлургия, 1969. 749 с.

Часть восьмая

Артингер И. Инструментальные стали и их термическая обработка: Справочник: Пер. с венг. M.: Металлургия, 1982. 312 с.

Геллер Ю. А. Инструментальные стали. 5-е изд. M.: Металлургия, 1983. 528 с.

Гуляев А. П., Малинина К. А., Саверина С. М. Инструментальные стали: Справочник. M.: Машиностроение, 1975. 272 с.

Инструментальные стали: Справочник/Яозняк Л. А., Тишаев С. И., Скрынченко Ю. М. и др. M.: Металлургия, 1977. 168 с.

Лозняк Л. А., Скрынченко Ю. M., Тишаев С. И. Штамповые ста­ли. M.: Металлургия, 1980. 244 с.



[1] 6-железо отдельно не рассматривается, так как представляет со­бой а-железо при высоких температурах.

[2] Наиболее часто пользуются понятием «атомный металлический радиус» (по Гольдшмндту), представляющим собой половину наимень­шего расстояния между атомами в их кристаллической решетке. Поэ­тому в разных модификациях одного н того же элемента атомный ра­диус будет различным. Так, для ct-железа (о. ц. к. решетка, координа­ционное число К— 8) атомный раднус железа равен,0,124 нм, а для Y-железа (г. ц. к., /С= 12) 0,127 нм. Сравнение атомных радиусов эле­ментов проводят при одинаковом координационном числе.

[3] Как известно, температура перехода из вязкого в хрупкое состо­Йте (Tnp) может быть определена как температура, при которой про­Исходит резкое падение ударной вязкости или излом нз вязкого перехо­Дит в хрупкий (50 % волокна в изломе).

[4] На рнс. 29 приведены лншь наиболее часто встречаемые в стали карбиды и ннтрнды. В редких случаях возможно образование фаз н дру­гого тн па (например, гексагонального ннтрнда Nb2N в малоперлнтных азотистых сталях нлн гексагонального карбида V2C в высоколегиро­ванных нержавеющих сталях с ннзкнм содержанием углерода).

[5] Закономерности образования карбидов и нитридов в основном общие. Поэтому дальнейшее рассмотрение будет проведено по карби­дам. При наличии существенных особенностей в аналогичных нитрндных фазах они будут освещаться особо.

[6] Кроме указанных нитридов, в системе железо—азот могут обра­зовываться нитриды Fe2N (|-фаза) и Fe3N (е-фаза). Как правило, они образуются при высоких содержаниях азота [соответственно 7,7 и 11,3% (по массе)], поэтому в обычных легированных сталях эти нит­риды практически не возникают.

5—970

[7] В легированной стали, которая, как минимум, составляет трой­ную систему, превращение двойного эвтектоида в аустенит происходит не при постоянной температуре, а в интервале температур. Поэтому зна­чения критических точек следует рассматривать лишь как средние тем­пературы начала и конца превращения, протекающего в определенном интервале температур.

[8] Структурная наследственность возможна при скоростях нагрева порядка

1000 °С/с.

Чем более легирована сталь, тем шире диапазон ско­ростей нагрева, при которых проявляется структурная на­следственность в стали. Легирование влияет на критичес­кую скорость нагрева, при которой наблюдается восста­новление исходного крупного зерна при повторном нагреве выше Ac?, и не происходит образования мелкозернистого аустенита. Для легированной стали на рис. 40 приведена схема, упрощенно показывающая процесс формирования зерна при нагреве и охлаждении стали с исходной упоря­доченной структурой.

«При достаточно быстром (сотни градусов в секунду) нагреве закаленной и неотпущенной стали реализуется особый кристаллографически упорядоченный механизм об­разования аустенита, сходный с обратным мартенситным превращением в высоколегированных сплавах, в резуль­тате чего происходит восстановление зерна исходной струк­туры. По мере уменьшения скорости нагрева все в боль­шей степени получают развитие процессы отпуска и нор­мальный, контролируемый диффузией механизм образо­вания аустенита, сопровождающийся измельчением зерна. При достаточно медленном (1—2 град/мин) нагреве мно­гих сталей аустенит образуется также кристаллографичес­ки упорядоченным механизмом, в результате чего и при таком нагреве наблюдается восстановление зерна исход­ной структуры, т. е. резко выраженная структурная наслед­ственность. Увеличение скорости нагрева ведет к наруше­нию упорядоченности в процессе формирования (роста)

[9] В литературе встречаются различные термины для указанных превращений. Так, перлитное превращение также называют эвтектоид — ным, диффузионным превращением, распадом на феррито-карбидную смесь (ФКС), превращением по 1 ступени. Промежуточное превраще­ние — бейнитным превращением по II ступени.

[10] Необходимо подчеркнуть, что составы аустенита и стали могут не совпадать, если легирующие элементы не полностью переведены в твердый раствор при аустенитизации. В этом случае нерастворенная часть легирующих элементов входит в состав карбидной (интерметал — лидной) фазы, которая иначе влияет на устойчивость аустенита. По­этому приведенные ниже данные о влиянии углерода и легирующих элементов относятся к случаю нх растворения в аустените.

[11] В высоколегированных быстрорежущих сталях кобальт увеличи­вает количество остаточного аустенита в закаленной стали вследствие изменения растворимости в аустените других легирующих элементов.

[12] Распад мартенсита

Распад мартенсита включает формирование сегрегаций атомов углерода и легирующих элементов в твердом раст-

[13] В настоящем разделе дан краткий анализ отпускной хрупкости стали, подробный обзор приведен в учебнике И. И. Новикова «Теория термической обработки стали», изд. 3-е,, M.: Металлургия, 1978.

[14] Горячекатаные стали

Углеродистые горячекатаные стали обыкновенного качест­ва (ГОСТ 380—71) в зависимости от назначения и гаран­тируемых при поставке свойств подразделяют на три груп­пы: А, Б и В.

Стали группы А поставляют с регламентированными ¦ механическими свойствами. Химический состав их не нор­мируется. Поэтому стали этой группы наиболее часто при­меняют в конструкциях, узлы которых не подвергаются горячей обработке — ковке, штамповке, термической обра­ботке, следовательно, механические свойства горячеката­ной стали сохраняются.

Стали группы Б поставляют с регламентированным хи­мическим составом, без гарантии механических свойств. Поэтому их применяют для изделий, подвергаемых горячей обработке, технология которой зависит от состава стали, а конечные механические свойства определяются самой об­работкой.

[15] На векторной диаграмме не нанесена компонента его, одинаковая для все трех сталей. Необходимо также подчеркнуть, что на диаг­рамме отложены не абсолютные значения предела текучести и темпера­туры перехода, а лишь их изменение — Actt и АТВр.

<<ge

ЖХ<м E XXXX

Ооооо со — со

[17] ^ *s«-

Illl

43 «о 4

[18] Термическая обработка

Важным достоинством мартенситно-стареющих сталей является их вы­сокая технологичность. По ряду технологических свойств мартенситно — стареющие стали превосходят стали других классов соответствующего уровня прочности. Для них характерны: высокая технологическая плас­тичность; отсутствие трещинообразовання при охлаждении; возможность сведения упрочняющей обработки к операциям закалки и старения; ма­лая изменяемость геометрических размеров в процессе окончательной термической обработки — старения; хорошая свариваемость и возмож­ность получения равнопрочности сварного шва и основного изделия при проведении последующего старения.

Вместе с тем мартенситно-стареющие стали не свободны от ряда недостатков: склонность к ликвацнониой неоднородности, особенно по

[19] Износостойкие, стали

Износ в общем случае можно охарактеризовать как про­цесс изменения размеров, формы, массы или состояния поверхностного слоя под влиянием внешней среды. Износ может вызываться трением поверхностей деталей машин одна о другую или воздействием на поверхность рабочей среды потоков жидкости, газа или контакта поверхности

[20] Цифра означает массу одного метра длины рельса в кг.

17—970

[21] Значение отдельных дополнительных свойств для различных ин-1 струмеитальных сталей будет рассмотрено в соответствующих разделах главы.

[22] Для быстрорежущих сталей по ГОСТ 19265—73 принято исполь­зовать термин «красностойкость» вместо «теплостойкость».

23—970

[23] Из специальных карбидов иа диаграмме указан лишь карбид Me6С. Ниже равновесной температуры растворения в стали будут при­сутствовать также AfeC и Me^C6, что на диаграмме ие указано.

[24] Известны безвольфрамовые быстрорежущие стали иа основе мо­либдена. Однако они обладают существенными недостатками (склон­ны к росту зерна и перегреву, обезуглероживанию, имеют узкие темпе­ратурные интервалы закалки и отпуска и др).

[25] Il

СО OO со О —"о’о’оГ