Все о металле, его обработке и переработке
Партнеры
  • .

Специальные стали

Специальные стали

Специальными сталями принято обозначать сплавы, имеющие чрезвычайно высокий уровень механической прочности и иные ценные характеристики. Специальные стали обязательно имеют в своем составе содержание никеля или вольфрама, либо молибдена, или некоторых других металлов.

Чугун как специальная сталь

Читать далее

Система обозначения сплавов

Развитие современных предприятий и процессов получения разнообразных сплавов сегодня имеет очень стремительный подъем. Однако и сегодня нет основной идентификации изготовляемых сплавов и его ассортимента, отсутствует единая маркировка, что является существенной проблемой для металлоторговли.

Читать далее

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

4. Стали для прокатных валков

Стали для прокатных валков подразделяют на стали для валков горячей и холодной прокатки.

Стали для валков горячей прокатки. Валки для горя­чей прокатки можно изготовлять литыми и цельнокован — ными. В настоящее время большой объем валков для го­рячей прокатки получают методом литья. Для изготовле­ния валков горячей прокатки применяют конструкционные машиностроительные стали (50, 55, 40ХН, 50ХН и др.), инструментальные стали (У 10, У12, 9ХФ, 9Х2МФ и др.), а также специальные стали (150ХНМ, 180СХНМ и др.) Марки сталей для валков горячей прокатки и их свойства регламентируются ГОСТ 9487—83.

Механические свойства’ сталей для валков горячей прокатки после термической обработки приведены ниже, не менее:

<хв, МПа 6 % KCU, МДж/м2 HB

55Х…………………………………… 665/705 10/9 — (223—277)/(255—293)

60ХГ…………………… 665/705 10/8 0,25/0,25 229—285/255—300

60ХН………………………………… 665/705 10/10 0,25/0,25 229—285/255—302

Твердость сталей 9Х и 9ХФ после нормализации и от­пуска HB 241—285, после закалки и отпуска HB 352— 429; сталей 9Х2МФ и 150ХНМ после закалки и отпуска соответственно HB 352—429 и HB 260—290.

Увеличение содержания углерода в сталях для валков горячей прокатки повышает их твердость, но снижает вяз­кость. Легирование повышает комплекс механических свойств сталей и увеличивает прокаливаемость их, однако при этом усложняется их термическая обработка, особен­но сталей для литых валков.

Для валков горячей прокатки широко используют так­же легированные чугуны с содержанием углерода в преде­лах 2,8—3,9 %.

Типовой обработкой валковых сталей является закалка с отпуском или нормализация и отпуск. В ряде случаев (заэвтектоидные, ледебуритные стали, например, 150ХНМ) применяют двойную или тройную нормализа­цию с отпуском, чтобы разбить сетку избыточного цемен­тита.

Стали для валков холодной прокатки должны обеспе­чивать следующие требования: высокую твердость поверх­ностного слоя, высокое сопротивление износу, достаточ­ную вязкость, высокую прокаливаемость, хорошую поли — руемость. Для валков холодной прокатки применяют ле­гированные стали с повышенным содержанием углерода. Марки сталей регламентируются ГОСТ 3541—79. Составы сталей обычно находятся в пределах: 0,6—0,9 % С; 0,2— 2,0 % Si; 1,5—2,0 % Cr; ((2—0,8 % Mo; 0,1—0,2 % V; 0,1— 0,2 % W.

Валки холодной прокатки изготовляют в зависимости от назначения и размера из указанных ниже сталей.

Рабочие валки с диаметром бочки до 400 мм изготов­ляют из сталей 9X1 (9Х), 9X2,90ХФ (9ХФ), 9Х2МФ, 9ХСВФ„ 75ХСМФ, 60ХСМФ, 8Х5СМФК; с диаметром бочки 400— 600 мм — из 9X2, 9Х2МФ, 75ХСМФ, 60Х2СМФ, 8Х5СМФК; с диаметром бочки 600—900 мм — из 9Х2МФ, 60ХСМФ, 8Х5СМФК; опорные валки, бандажи составных опорных валков диаметром до 1600 мм — из сталей 9X1 (9Х), 9X2, 90ХФ (9ХФ), 75ХМ, 8ХСМ.

Оси составных опорных валков из сталей 55Х, 45ХНМ, 40ХН2МА. — •

Легирование сталей должно обеспечить достаточную полноту растворения карбидов и легированность мартен­сита, а также сохранение мелкого аустенитного зерна, для чего стали легируют небольшими добавками ванадия. В целях повышения — вязкости в состав валковых сталей вводят молибден. Введение в сталь хройа (9Х, 9X2) уве­личивает прокаливаемость, прочность и износостойкость стали, но снижает пластичность. Дальнейшее повышение прокаливаемости достигается при увеличении содержания хрома и введения в сталь молибдена (9Х2МФ) или воль­фрама (9Х2В).

Рабочие и опорные валки прокатных станов упрочняют путем поверхностной закалки обычно с применением ин­дукционного нагрева и низкотемпературного отпуска. При этом сердцевина валков должна иметь достаточную вяз­кость для предотвращения разрушения при нарушениях работы прокатных станов и возникновении перенапряже­ний. Поверхностная твердость рабочих валков существен­но выше, чем опорных.

Состав стали и режимы термической обработки ста­лей для валков должны обеспечить после закалки и от­пуска оптимальную структуру гомогенного мартенсита с высокодисперными карбидами. Вследствие малого време­ни аустенитизации при индукционном нагреве структура валков холодной прокатки должна быть предварительно подготовлена, для этого проводят предварительное улуч­шение.

Обычный интервал температур аустенитизации сталей для валков составляет 850—950°С. Температура отпуска закаленной стали определяется необходимым уровнем по­верхностной твердости и может меняться от 150 до 400 0G.

Большое значение имеет чистота сталей по неметалли­ческим включениям. Полезным является применение ста­ли повышенной чистоты вакуумных способов выплавки. Это особенно важно при производстве валков для прокат­ки фольги.

Для изготовления рабочих валков многовалковых ста­нов для прокатки тонкого й тончайшего листа целесооб­разно применение сталей: высокой износостойкости. К таким сталям относится разработанная Ю. А. Башниным, М. В. Гедеоном с сотрудниками сталь ледебуритного класса Х9ВМФ (1,34 % С, 8,0 % Cr, 1,07 % Mo, 0,40 % V1 1,17 %W), обеспечивающая сквозную прокаливаемость в сечениях до 150 мм, высокую контактно-усталостную вы­носливость и структурную стабильность.

3. Стали для горячего деформирования

Штамповые стали для горячего деформирования предназ­начены для изготовления инструментов (штампов), рабо­тающих при повышенных температурах, многократных теплосменах (нагрев и охлаждение), динамических на­грузках, а в ряде случаев и при значительном коррозион­ном воздействии обрабатываемого металла (формы литья под давлением). Поэтому эти стали должны иметь высо­кую теплостойкость, вязкость, сопротивление термической усталости (разгаростойкость), коррозионную стойкость (окалиностойкость).

Теплостойкость штамповых сталей обеспечивается ком­плексным легированием вольфрамом, молибденом, хромом, ванадием, иногда кобальтом. Вязкость штамповых сталей должна быть выше, чем быстрорежущих, т. е. не ниже 0,4—0,45 МДж/м2 при 20 0C и 0,6 МДж/м2 при температу­ре эксплуатации (Ю. А. Геллер).

Сопротивление термической усталости (разгаростойкость) — специфическое свой­ство штамповых сталей, характеризует устойчивость стали к образованию по­верхностных трещин при многократных теплосменах. Разгаростойкость тем. выше, чем боль­ше вязкость стали и меньше коэффициент теплового рас­ширения.

Большинство штамповых сталей является сталями с карбидным упрочнением, т. е. эти стали упрочняются пу­тем закалки на мартенсит и отпуска, однако в ряде случа­ев в’качестве штамповых могут применяться мартейситно — етареющие стали с интерметаллидным упрочнением (см. гл. XVII).

Содержание углерода в штамповых сталях для горя­чего деформирования пониженное и составляет для разных групп сталей 0,3—0,5,%. Химический состав некоторых’ штамповых сталей для горячего деформирования, регла­ментированный ГОСТ 5950—73 и ТУ,, приведен в табл. 49.

По основным свойствам штамповые стали для горяче­го деформирования подразделяют на стали умеренной теплостойкости и повышенной вязкости, стали повышенной теплостойкости и вязкости и стали высокой теплостойко­сти.

Стали умеренной теплостойкости и повышенной вязко­сти содержат относительно небольшие количества карби­дообразующих элементов (Cr, W, Mo) и легированы по-


Z

To ©*

Z ю ci

I

O

ZrtZZ

OO 00 CO СО

1111 •tiOOIlN

—"o—"


8

<->

О ье

П. §

А:

ООО юю^г

1

Q О Ю

О и

4 <0

I I

•о «>

Ci SS

Ci

И

•3 о

Ci

Е

Ci

¦3

Ci

¦я о S S

Со со м

OOOC coimimc

T

»0000 " Oi OO

Io —< Oi Oi Oi Oi cc

Ci >3

8

U

Ci

S

>3

Ci

А

Ci

О" о о"о"о"о о"

<со"

T

CM OO ю ~ o"o"cn

Ю

ЮО><Й(М ю

FfffIf (Neо юо со

ОЗ — .f

Ю со"

О" о*—""- о*

• оо "<м"

O1

СО OO OO IM" со

О" о — ю"

IOlOtoo OOlO

СО OO t—

. . I I1

Ioiooooo t^ со t^ со


<0 о е а ч а ы О

*

А; ^

Tx

D

As

А §

О—IiMiM

OOOO ю ю ю ~ — - — IM о—I — lO’OiOOlOiOlO Ю Ю Ю Tf" со" IM со"

IMIIlI

А ы О

LO LO "О Cv^ OO О OO Tf Tf Tf СО CvJ CvJ СЧ nomo со

Im со со ьго im

IlIlOl WWIOIO-OO


О ^ Ю TT OO О Tf Tj — Tf Tf Tf Tj — ю СО

О ю со «я1

Со гс юсо ffff

О СО СО

Юсо-^iM о"о"о"о"

Со со со со «я[25] IM о" о" о" о" о" о" о"

Рос

OOiMO "Я" "Я" Ю СО

ООО

О О IO IM о о coco-* IM

OOOO


О ©

S^mmmmS

Ю IO Ю Tf СО сч со

ХХХХХХХ

© ©

Xsscnin XXXX

Ю Tf IO со

Tf Tf Tf Tf Tf СО

Sg е’вя**

— — - — J CQ ‘-I

Шштшо®

<N IN СО СО —’ CQ ХХХХХД

СО Tf Ю !N СО X


HRC

С/},6алл

900

Woo гюо

^за к,

Рис. 229. Зависимость твердости HRC и размера зерна аустенита d3 штам­повых сталей умеренной теплостойко­сти и повышенной вязкости темпера­туры закалки (Л. А. Позияк, Ю. В. Скрыичеико, С. И. Тишаев).

Вышенным количеством никеля и марганца для увеличе­ния прокаливаемости и обеспечения повышенной ударной вязкости. По содержанию углерода эти стали относят к эвтектоидным или доэвтектоидным. Благодаря Небольшим количествам легирующих элементов при отпуске в сталях этой группы выделяется в основном легированный цемен­тит Me3С и в небольших коли­чествах (около 3,0 %) — спе­циальные карбиды Me23C6, Me6С, в сталях с ванадием Me С. Стали предназначены

За к.

Рис. 230. Зависимость твердости HRC и размера зерна da аустенита штам­повых сталей повышенной теплостой­кости и вязкости от температуры за­калки (Л. А. Позияк, Ю. М. Скрыи­чеико, С. И. Тишаев):


/ — 5ХНМ; 2 — 4ХСМФ; 3 — ЗХ2МНФ: 4 — 5Х2МНФ

I — 4Х5МФС; 2 — 4Х5В2ФС; 3 — ЗХЗМ5Ф; 4 — 4ХЗВМФ; 5 — 4Х4ВМФС


В основном для крупных прессовых и молотовых штампов, поэтому они должны обеспечить повышенную _ вязкость в сечениях до 700—800 мм. Типовой термообработкой явля­ется закалка с высоким отпуском. В связи с тем, что кар­бид Me3C сравнительно легко растворяется при аустенитиза — ции, такие стали, как 5ХНМ или 5ХНВ, необходимо нагре­вать под закалку до невысокой температуры (порядка 920—950 0C). Стали, легированные ванадием и содержа­щие, кроме цементита, карбиды Me6C и MeC, характеризу-


Ются большей устойчивостью к перегреву и могут нагре­ваться под закалку до 980—1020 0C (рис. 229).

Структура, получаемая после закалки, зависит от со­става стали и размера штампа. Как правило, в крупнога­баритных штампах при закалке получают смешанную мартенсито-бейнитную структуру, а также остаточный аус­тенит. Соотношение между этими составляющими зависит от состава стали. Наименьшую прокаливаемость имеют стали типа 5ХНВ, поэтому их используют для штампов со стороной не более 250—300 мм. Более высокую прокалива­емость имеют стали 4ХСМФ, ЗХ2МНФ и особенно 5Х2МНФ. В общем случае бейнитная структура для штам­повых сталей менее желательна, чем мартенситная, так как характеризуется меньшей теплостойкостью и менее склонна к дисперсионному твердению. Кроме того, образо­вание бейнита может приводить к понижению пластичности и ударной вязкости.

Наиболее высокое сочетание прочности и пластичности имеет сталь 5Х2МНФ. Она имеет наиболее высокое сопро? тивление термомеханической усталости. Для стали 5Х2МНФ необходимый уровень ударной вязкости состав­ляет 0,35—0,40 МДж/м2 при комнатной температуре и 0,8— 1,0 МДж/м2 при 600 0C. Этот уровень достигается для структуры мартенсита после отпуска при 580-^-600° на твердость HRC 46—49, а для смешанной мартенситно — бейнитной структуры после отпуска на HRC 42—44.

Для небольших молотовых штампов применяют сталь 5ХНВ или 5ХНМ. При ужесточении требований по тепло — стойкости используют стали 4ХСМФ и ЗХ2МНФ. Для круп­ногабаритных тяжелонагруженных молотовых штампов применяют сталь 5Х2МНФ. Стойкость штампов из стали 5Х2МНФ примерно в 1,5—2,0 раза выше, чем из стали 5ХНМ.

393

Стали повышенной теплостойкости и вязкости в отли­чие от сталей умеренной теплостойкости содержат повы­шенное количество карбидообразующих элементов при пониженном содержании углерода: 0,3—0,4 % (табл. 49). Стали этой группы наиболее широко применяют для изго­товления инструментов горячего деформирования и форм литья под давлением. В отожженном состоянии в структу­ре сталей имеются карбиды типа Me23C6, Me6С, MeС. Ста­ли этой группы 4Х5МФС, ЗХЗМЗФ, 4Х4ВМФС и др. харак­теризуются более высокой теплостойкостью и прочностью при рабочих температурах по сравнению со сталями уме­ренной теплостойкости 5ХМН и 5ХМВ.

25—970

Повышение температуры нагрева под закалку увеличи­вает теплостойкость сталей, твердость после закалки вследствие растворения карбида Me6С, однако при этом значительно растет зерно аустенита (рис. 230). Стали с большей относительной долей карбидов Me6С и MeС (4Х4ВМФС) имеют более высокую стойкость к перегреву. Твердость стали после закалки зависит от содержания в мартенсите углерода и легирующих элементов. Стали этой группы обычно закаливают в масле от температуры аусте — нитизации, обеспечивающей наибольшую твердость при со — хранении размера аустенитного зерна балла 9—10. В ря­де случаев, когда определяющим свойством является изно­состойкость, температуры аустенитизадии могут быть повышены.

Стали этой группы являются дисперсионнотвердеющи — ми (см. гл. XIX1 п. 2); максимум твердости в них достига­ется после отпуска при 500—550 0C в течение 1,5—2 ч, однако теплостойкость сталей зависит в основном не от уровня твердости, полученной при дисперсионном тверде­нии, а от скорости разупрочнения при более высоких тем­пературах.

Прочностные свойства теплостойких сталей при ком­натной температуре в основном определяются твердостью и мало зависят от их состава. Пластичность и ударная вязкость сталей этой группы снижаются с увеличением со­держания карбидообразующих элементов. Однако тепло­стойкие стали 4Х4ВМФС и 4ХЗВМФ имеют достаточно высокие характеристики пластичности при комнатной тем­пературе при одновременно высоком уровне прочностных свойств (ав= 1700—1800 МПа, а0,2= 1550—1650 МПа, Чг==40—45 %). Наиболее теплостойкая сталь 4Х2В2МФС имеет ударную вязкость примерно в 2 раза ниже по срав­нению со сталями 4Х4ВМФС и 4ХЗВМФ как при комнат­ной, так и при повышенных температурах. Прочностные гвойства при повышенных температурах (до 600—610 0C) после обработки на твердость HRC 47—49 примерно оди­наковы для всех сталей, что обусловлено достаточной ус­тойчивостью этих сталей к отпуску, небольшими различи­ями в количестве карбидной фазы и составе твердого раствора. Сопротивление хрупкому разрушению, а также сопротивление термомеханической усталости теплостойких сталей растет с уменьшением прочности и повышением пластичности, износостойкость при повышенных темпера­турах в основном определяется теплостойкостью и проч­ностью стали.

Стали типа 4Х5МФС, 4Х5В2ФС, 4Х5МФ1С применяют для инструментов, работающих в условиях длительных теплосмен до температур 600—630 0C (например, для го­ризонтальных прессов — пресс-штемпели, иглы для про­шивки труб и т. д.).

Наиболее теплостойкие стали 4ХЗВМФ и 4Х4ВМФС используют для инструментов, работающих в условиях вы­соких удельных давлений (800—1500 МПа) и темпера­тур 650—660 cC (деформирова­ние коррозионностойких и жа­ропрочных сталей и сплавов).

Стали высокой теплостой­кости отличаются более высо­ким содержанием к’арбидооб- разующих элементов: вольфра­ма, молибдена и ванадия, не­которые из сталей этой группы дополнительно легируют ко­бальтом в количестве 8—15 % (табл. 49). В зависимости от легирования стали. высокой те­плостойкости могут иметь кар­бидное (ЗХ2В8Ф, 4Х2В5МФ/ 5ХЗВЗМФС) или смешанное карбидо-интерметаллидное уп­рочнение (2Х6В8М2К8, ЗХ10В7М2КЮ). Упрочняющи­ми фазами в сталях этой груп­пы являются карбиды Me5С и MeС, а при легировании ко­бальтом— также интерметаллиды (Fe, Co)2W, (Fe, Co)7W6. Фазовый состав сталей и их свойства зависят от количе­ства углерода и суммарного содержания W+Mo (рис. 231).

Стали этой группы характеризуются высокой устойчивостью’ к пе­регреву, что обусловлено наличием трудиорастворимых карбидов Me6С и MeC. Наиболее высокая теплостойкость и разгаростойкость достига­ются в сталях (область II) с пониженным содержанием углерода, леги­рованных кобальтом и содержащим вольфрам и молибден с суммарным количеством около 9—10% (ЗХ10В7М2КЮ, 2Х6В8М2К8). Повышенные содержания углерода снижают теплостойкость стали (область I), высо­кие значения вольфрама и молибдена снижают ударную вязкость и раз­гаростойкость. Наиболее легированные стали этой группы сохраняют теплостойкость до 700—750 0C (табл. 50).

0,1 ———- 1_____ I——— L

Рис. 231. Фазовый состав штампо­вых сталей (6—8 % Cr; 0,2—0,5 % V; 0—15 % Co) после отпуска при 700 °С, 1 ч (л: С. Крем’иев, Ю. А. Геллер, Т. Г. Сагадеева):

8 9 10 11 IZ SN+ Мо,%

I — пониженная теплостойкость;

II — высокая теплостойкость н разгаростойкость; )П — высокая — теплостойкость и пониженная раз­гаростойкость; IV — низкая твер­дость

25*

395

Наиболее высокая теплостойкость таких сталей обусловлена тем, что интерметаллиды (Fe, CoJ2W и (Fe, CobW6 выделяются при более высоких температурах и более устойчивы к коагуляции по сравнению с карбидными фазами Me6C н MeС.

Таблица 50. Режимы термической обработки и свойства штамповых сталей высокой теплостойкости (Л. А. Позняк, Ю. М. Скрынчеико, С. И. Тишаев)

Сталь

Температура закалки, 0C

HRC

Темпера­тура от­пуска, 0C

HRC

Тепло­стойкость, "С, при HRC.40

ЗХ2В8Ф

1130—1150*

53—55

630—650

42—47

660

1180—1100**

48—52

600—620

45—49

650

4Х2В5МФ

1080—1100*

54—56

640—650

44—47

670

1050—1080**

52—55

610—630

45—49

660

5ХЗВЗМФС

1130—1150*

54—58

650—660

44—47

685

1100—1120**

52—55

640—650

45—49

670

2Х6В8М2К8

1180—1200

52—54

670—690

48—52

730

ЗХ10В7М2КЮ

-ЖЮ—1120

54—56

640—650

48—52

700

Х2В6М6К12Н2

1150—1170

40—42

680—700

48—52

750

* Обработка иа высокую теплостойкость. ** Обработка на повышенную проч­ность н вязкость.

Стали типа ЗХ2В8Ф, 4Х2В5МФ и 5ХЗВЗМФС имеют близкие зна­чения прочностных и пластических свойств при комнатной и повышен­ных температурах. После отпуска иа твердость HRC 45—47 стали име­ют наиболее удовлетворительный комплекс механических свойств: Ct0i2= 1450—1500 МПа, г|з=35—40 %, KCU==O,2—0,3 МДж/м2 при 200C и Ct0i2=900—950 МПа, Цз=40—45 %, KCU=0,3—0,4 МДж/м2 при 600 °С.

Стали типа 2Х6В8М2К8 и ЗХ10В7М2КЮ после отпуска на твер­дость HRC 48—50 имеют очень низкие значения ударной зязкости (0,005—0,1 МДж/м2) при комнатной температуре и только при повыше­нии температуры до 660—650 0C ударная вязкость этих сталей повыша­ется до 0,20—0,25 МДж/м2. В связи с этим необходимым условием эксплуатации инструмента из таких сталей является предварительный подогрев его до 500—600 °С.

Стали типа 5ХЗВЗМФС, ЗХ2В8Ф и 4Х2В5МФ применяют для изго­товления тяжелоиагружениого инструмента прессов и горизонтально — ковочных машин в условиях разогрева до 680—690 °С. Его используют при горячем деформировании легированных сталей и жаропрочных спла­вов. Для повышения стойкости инструментов против истирания их до полнительно подвергают азотированию. Из сталей типа 2Х6В8М2К8 и ЗХ10В7М2КЮ изготовляют пуаисоиы для горячего прессования (720— 750 °С) жаропрочных металлов и сплавов.

2. Стали для холодного деформирования

AacnVo

50 40 30 ZO

10 . о

1050 T3GK°C

Штамповые стали для холодного деформирования долж­ны иметь высокую твердость, износостойкость и повышен­ную вязкость (особенно для инструментов, работающих при динамических нагрузках). При жестких условиях ра­боты (большие скорости деформирования, динамические нагрузки), связанных со значительным разогревом инст-

10

1,8

7Jsy

8

- 6

? *

1,0

‘Jy

I I /

Z

65

0,6

S во

-

02

/ I’HRC У^А, 0A у

55

0,2

W I I I

50

—- , |

6,0 ЩО 1%0 18,0 KfU

850 950

Рис. 225. Зависимость относительной износостойкости И штамповых сталей пос­ле закалки и отпуска иа HRC Si—63 от количества карбидной фазы К (Ю. А. Геллер, А. О. Аранович, В. Ф. Моисеев, С. С. Федоснеико):

If-сталь 7ХГ2ВМ; 2 — Х6ВФ; S — Х12М; 4-Х6Ф4М; S-X12; 6 — ХЗФ12; 7 — ЗС12Ф4М

Рнс. 226. Влияние температуры закалки на содержание карбидов (К), остаточно­го аустенита Лост, содержание хрома в растворе Cr н твердость HRC сталей Х6ВФ (/) и Х6Ф4М (2) (Ю. А. Геллер и А. А. Бадаева)

Румента (до 300—400 °С), необходимым свойством стано­вится теплостойкость стали. В качестве штамповых сталей для холодного деформирования могут применяться нетеп­лостойкие углеродистые или легированные стали (вытяж­ные и высадочные малогабаритные штампы, работающие при небольших давлениях и скоростях деформирования и т. п.) или полутеплостойкие высокохромистые (3—12 % Cr) с 0,7—1,5 % С, дополнительно легированные ванадием, молибденом, вольфрамом и другими элементами.

Нетеплостойкие малолегированные стали обычно явля­ются заэвтектоидными или реже эвтектоидными. Они име­ют высокую твердость после закалки (HRC 60—63 и выше), пониженные температуры аустенитизации (780—880 0C), достаточную вязкость, хорошую обрабатываемость реза­нием в отожженном состоянии. Однако пониженная тепло­стойкость и износостойкость этих сталей ограничивают их — применение.

Составы легированных штамповых сталей холодного деформирования регламентированы ГОСТ 5950—73 и со­ответствующими ТУ. Состав, режимы термической обра—

100 200 JffO WDtent-C

200 JOO WO 500 t„mni°C

Рнс. 227. Влнякне температуры отпуска иа механические свойства штамповых сталей с 12 % Cr (Л. А. Позияк, Ю. М. Скрынченко, С. И. Тишаев):

/ — X12; 2 — Х12М; 3 — Х12Ф1

Рис. 228. Зависимость механических свойств штамповой стали НХ4В2С2ФЗМ от температуры отпуска (Л. А. Позняк, С. И. Тишаев).

Температура аустенитизации, °C: 1 — 1060 ; 2 — 1090 .

Ботки и свойства некоторых штамповых сталей для холод-, ного деформирования приведены в табл. 48.

По основным свойствам штамповые легированные ста­ли для холодного деформирования можно разделить на стали повышенной (высокой) износостойкости, дисперси — оннотвердеющие стали с высоким сопротивлением смятию и высокопрочные стали с повышенной вязкостью.

Стали повышенной (высокой) износостойкости — это полутеплостойкие стали с высоким (6—12 %) содержани­ем хрома (см. табл. 48). После закалки и отпуска в этих сталях выделяются специальные карбиды, в основном Me1 C3, и в меньшем количестве Ме%зС6 и MeC. Объемная доля карбидных фаз высока и составляет 12—24 % (по массе) в зависимости от содержания хрома и других эле­ментов. Износостойкость таких сталей зависит от типа количества карбидной фазы (рис. 225). При возрастание

Таблица 48. Состав (%) и механические свойства некоторых

Содержание основных элементов

Марка стали

C

Cr

W

Mo

V

Стали повышенной


2,5—3,2

0,50—0,80

0,50—0,80

0,60—0,90 2,0-2,4

0,5—0,9

0,10-0,25

0,10—0,20

0,5-0,8 0,6-0,9

Высокопрочные стали с повы

1,8—2,2 2,5—3,2 2,0—2,7.

1,8—2,3

0,80—1,10 2,5—3,0 0,30—0,50

0,80—1,10

1,00-1,40 1,90—2,50 2-, 30—2,80

1,90—2,40

Дисперсионнотвердеющие стали

0,5—0,8 1,1-1,5

0,15-0,30 0,70-0,90 0,15—0,30 3,4—4,0 0,50—0,80 0,30—0,50

0,40—0,60

0,60-0,90 0,50—0,80

Х12

2,00—2,20

11,5—13,0

Xl 2М

1,45—1,65

11,0—12,5

Х12Ф1

1,25—1,45

11,0—12,5

Х12ВМ

2,00-2,20

11,0—12,5

Х12Ф4М

2,00—2,20

12,0—13,5

Х6ВФ

1,05-1,15

5,5—6,5

8Х6НФТ

0,8—0,9

5,0—6,0

8Х4В2С2МФ ЯХ4ВЗМЗФ2 11Х4В2С2ФЗМ

0,8—0,9 0,75—0,85 1,05—1,15

4,2—4,9 3,5—4,5 3,5-4,2

Х5В2С4Ф2НМ

0,98-1,13

4,2—5,0

7ХГ2ВМ

0,68—0,76

1,5—1,8

7ХГНМ

0,67—0,74

1,2-1,5

6Х6ВЗМФС 6Х4М2ФС

0,5—0,6 0,57—0,65

5,5—6,5 3,8—4,4

* Трехкратный отпуск по 1 ч.


Доли более твердого карбида MeC (VC) износостойкость стали растет, однако одновременно значительно снижается ударная вязкость и прочность, возрастает вероятность вы­крашивания рабочих поверхностей инструментов. Вследст­вие пониженной вязкости такие стали пригодны для инст­рументов, работающих без значительных динамических нагрузок: вытяжные — и вырубные штампы, матрицы прес­сования порошков и т. п. ‘

Термическая обработка сталей высокой износостойко­сти заключается в закалке*от высоких температур (950— 10500C). и невысоком (150—2500C) отпуске. Вследствие пониженной теплопроводности нагрев под закалку легиро-


Штамповых сталей для холодного деформирования

Режим термической обработки

HRC3 после отпуска

Cf,,, МПа и

Кси,

МДЖ/м2

Другие элементы

‘зак’ °с

T, cC отп’

(высокой) износостойкости

950—970

170—200

61—63

2150

0,15—0,2»

950—970

300—350

58—59

2200

0,20—0,3»

______

1000—1020

170—200

61-63

2600

0,40-0,5»

1000—1020

320—350

57-59

3100

0,60-0,7»

-

1020—1050

170—200

61—63

2500

0,25—0,3»

1020-1050

400-420

57—59

3000

0,50—0,6»

______

970—1000

170—180

63-64

2400

0,20—0,3»

970—1000

320—350

59—60

2600

0,25—0,4»

______

1070—1090

170-190

62—64

2700

0,30—0,4»

1070—1090

200—230

60—61

3000

0,40—0,6»

980—1000

150-170

61—63

3000

0,70—0,8»

980—1000

280—300

56-58

3500

0,90—1,0»

0,9—1,3 Ni;

950—1000

280—300

57—59

- -

0,05—0,15 Ti

950—1000

400—420

56—57

С высоким сопротивлением смятию

1,6-2,0 Si

1060—1080

530*

63—64

375b

0,4СМ0,6»

1150—1170

550* ‘

62-63

3300

0,25—0,3»

1,4—1,8 Si

1060—1080

530*

61—62

3750

0,40—0,50

1000—1020

200

62—63

3500

0,30—0,35

- 0,3—0,6 Ni;

1150—1170

550*

62-63

3300

0,25—0,3»

3,35—3,95 Sl

Шенной ударной вязкостью

_

850—870

140—160

60-61

2800

0,6»

220—250

57-59

3000

0,80

0,80—1,20 Ni

850—870

140-160

60—61

3500

1,60

240—250

57—60

3700

2,00

0,6—0,9 Si

1060—1075

530*

57-62

3850

0,80—1,2»

0,6—0,9 Sl

1060—1075

520—540

59-62

4100

1,20—1,4»

Ванных штамповых сталей осуществляют ступенчато с предварительным подогревом (650—700 0C). В структуре закаленной стали, кроме мартенсита, присутствует неко­торое количество нерастворенных карбидов и остаточ, ныйг аустенит. Повышение температуры закалки способствует’ (рис. 226) уменьшению количества нерастворенных карби­дов, увеличению содержания хрома в твердом растворе и,, следовательно, повышению теплостойкости, но при этом возрастает количество остаточного аустенита и увеличивав ется размер аустенитного зерна, что сопровождается пони­жением твердости и прочности «тали. Легирование сталей: молибденом, вольфрамом и ванадием способствует сохра-:


Нению более мелкого аустенитного зерна до более высоких температур аустенитизадии, а также повышает температуру отпуска стали, при которой сохраняется требуемая твер­дость. Устойчивость 12 %-ных хромистых сталей против от­пуска высокая: после нагрева до 400—500 0C твердость Сохраняется на уровне HRC 55—57 (рис. 227). При этом Возрастают значения ударной вязкости и прочности при изгибе. Дальнейшее повышение температуры отпуска со­провождается падением ударной вязкости и прочности вследствие распада остаточного аустенита и коагуляции карбидов.

Низкие значения ударной вязкости и прочности при из­гибе в сталях типа Х12 обусловлены образованием круп­ных карбидов хрома, повышенной карбидной неоднородно­стью. Легирование стали типа X12 молибденом и вольфра­мом, а также и ванадием уменьшает карбидную неоднородность, увеличивает прочность и вязкость и поз­воляет изготавливать из стали Х12М, Х12ВМ, Х12Ф4М бо­лее крупные штампы.

Штамповые стали высокой износостойкости, легирован­ные молибденом и ванадием, упрочняются путем диспер­сионного твердения. Для обработки на вторичную твер­дость применяют более высокие температуры аустенитиза­дии: 1110—1140 0C для стали Х12Ф1 и 1120—1130 0C для стали Х12М. При этом в большой степени растворяются из­быточные карбиды, растет легированность аустенита. Вы­сокая твердость стали (HRC 60—62) достигается при трех — или четырехкратном отпуске при 490—5300C благодаря выделению высокодисперсных карбидов и образованию мартенсита из остаточного аустенита при охлаждении. При этом также повышается и теплостойкость стали, однако снижается прочность и ударная вязкость вследствие роста аустенитного зерна. х

Наиболее высокоизносостойкие стали легируют ванади­ем в количестве до 4%, при этом количество карбида VC в сталях с 12 % Cr достигает 4—5, а в сталях с 6 % Cr в %’. Недостатком этих сталей является пониженная шли — фуемость.

Стали с содержанием 6 % Cr, легированные вольфра­мом и ванадием (Х6ВФ), имеют более высокую прочность при изгибе и значительно (почти в 2 раза) более высокую ударную вязкость, чем стали с 12 % Cr (Х12Ф1).

Дисперсионнотвердеющие стали с высоким сопро­тивлением смятию содержат пониженное (0,8—1,0 %) ко­личество углерода и легированы хромом (~ 4—5 %), вольфрамом, молибденом, кремнием и ванадием (см. табл. 48). Стали этой группы после высокого отпуска при 520— 560 0C (в ряде случаев применяют многократный отпуск) склонны к дисперсионному твердению.

При оптимальных режимах термической обработки ста­ли имеют невысокую твердость, прочность, теплостойкость и удовлетворительную вязкость. Вследствие высокой сте­пени легирования стали обладают высокой прокаливае — мостью и стойкостью против перегрева, в связи с чем тем­пература аустенитизации этих сталей довольно высока (вы­ше 1050 eC), что обеспечивает достаточную полноту растворения карбидов в аустените и образование высоко­легированного мартенсита. На рис. 228 показано влияние температуры отпуска на механические свойства стали 11Х4В2С2ФЗМ. После оптимального отпуска (530 0C) сталь имеет высокий комплекс механических свойств. Не­достатком сталей данного типа является образование круп­ных избыточных карбидов при отжиге заготовок, что тре­бует применения больших деформаций для раздробления крупных карбидных фаз.

Дисперсионнотвердеющие стали с высоким сопротив­лением смятию применяют для изготовления тяжелонагру — женных пуансонов и матриц (прессование, высадка) для работы при давлениях 2000—2300 МПа при холодном и полугорячем деформировании.

Высокопрочные стали с повышенной ударной вязко­стью (см. табл. 48) имеют высокую прочность и понижен­ную теплостойкость и предназначены для изготовления ин­струмента, работающего при ударном (динамическом) на — гружении. Упрочнение сталей осуществляют закалкой и низким отпуском (7ХГ2ВМ, 7ХГНМ) или путем диспер­сионного твердения (6Х6ВЗМС, 6Х4М2ФС). Важным для этих сталей является минимальное изменение объема при закалке, что достигается в низкоотпущенных сталях со­хранением значительных количеств остаточного аустенита (18-20%).

Дисперсионнотвердеющие стали характеризуются бо­лее высокой теплостойкостью, сопротивлением смятию и износостойкостью по сравнению с низкоотпущенными.

Стали типа 6Х6ВЗМФС и 6Х4М2ФС применяют для инструментов, работающих при значительных динамичес­ких нагрузках и давлениях до 1500 МПа (высадочные пу­ансоны и матрицы, гильотинные ножницы и др.), стали типа 7ХГ2ВМ и 7ХГНМ — для инструмента прецизионной вырубки> пробивки и т. п.

1. Роль легирующих элементов

Состав штамповых сталей по углероду и легирующим эле­ментам может изменяться в широких пределах в завиЬи — мости от условий работы инструментов. Выбор рациональ­ного состава штамповых сталей основан на соблюдении

Ряда условий (Л. А. Поз — няк, Ю. М. Скрынченко, С. И. Тишаев):

1) применение комплекс­ного легирования нескольки­ми элементами в минималь­но необходимых количест­вах;

24*

379

2) состав стали должен обеспечивать максималь­ные значения свойств, опре-

J W,"а

Mo, %

Рис. 222. Влияние содержания хрома в стали на состав твердого раствора А, ко­личество К и состав Kg избыточных карбидов ъ закаленной стали 4Х2В2МВС <И. В. Лев, Л. А. Позняк, Ю. M. Скрыиченко)

Рис. 223. Влияние вольфрама н молибдена на размер d3 действительного зерна Температура закалки, "С: 1 — 1050; 2 — IlOO

Аустенита в сталях типа 4Х4ВМФС. Температура закалки, "С: 1 — 1050; 2— UOO <Л. А. Позияк, Ю. М. Скрынчеико, С. И. Тишаев).

Деляющих работоспособность данного типа инструмента, при этом остальные характеристики должны быть не ниже определенного уровня;

3) универсальных по назначению штамповых сталей нет. Необходима специализация сталей по назначению в соответствии с условиями эксплуатации инструментов.

Штамповые стали легируют такими’ элементами, как хром, вольфрам, молибден, ванадий, кремний, реже ни­кель, марганец, кобальт, титан. Содержание углерода в штамповых сталях может меняться от 0,3 до 2,0,%, а в от­дельных случаях и выше. Рассмотрим влияние некоторых элементов на фазовый состав и свойства их.

Ч б Cr, % (по массе)

Хром в штампобых сталях может изменяться в очень широких пределах: от 0,5 до 13 % и выше. В зависимости от содержания хрома и углерода в сталях могут образовы­ваться наряду с легированным хромом цементитом специ­альные карбиды Me7C3 и Ме2зСб.

Входя в состав специальных карбидов, хром может су­щественно снижать температуру их растворения и, следо­вательно, увеличивать легированность твердого раствора. На рис. 222 показано влияние хрома на содержание леги­рующих элементов в твердом растворе и специальных кар­бидах в комплексно легированной штамповой стали 4Х2В2М2ФС. Увеличение содержания хрома с 2,0 до 6,0% способствует растворению карбидов при аустенитизации и соответственно уменьшению количества нерастворенной карбидной фазы и изменению ее состава.

Увеличение содержания хрома и других легирующих элементов в аустените благоприятно влияет на прокалива­емость, а после закалки — на склонность к дисперсионно­му твердению и теплостойкость.

В комплексно легированных штамповых сталях хром способствует протеканию дисперсионного твердения при высоком отпуске закаленных сталей, хотя в чисто хро­мистых сталях эффект дисперсионного твердения отсут­ствует (см. гл. XIX). Оптимальное содержание хрома в комплексно легированных дисперсионнотвердеющих штам­повых сталях обычно составляет 4,5—5,5 %. В штамповых сталях высокой износостойкости содержание хрома обыч­но составляет около 12%, что обусловлено необходимо­стью иметь достаточное количество высокотвердых карби­дов.

К недостаткам высокохромистых штамповых сталей (более 5 % Cr) относятся резко выраженная карбидная неоднородность и повышенная склонность к коагуляции карбидов (выше 2—3 % Cr), способствующая разупроч­нению сталей при нагреве.

В штамповых сталях горячего деформирования умерен­ной теплостойкости и повышенной вязкости содержание хрома ограничивается 1—2 %, а необходимый уровень прочностных свойств и прокаливаемость сталей достига­ются комплексным легированием никелем, молибденом и ванадием.

Вольфрам и молибден в штамповых сталях могут вхо­дить в состав твердого раствора и карбидов Me23C6, Me6C, а также образовывать карбиды типа Me2C и MeC. В без­углеродистых или низкоуглеродистых сплавах с железом могут выделяться интерметаллидные фазы Fe2W и Fe3Mo2.

Увеличение содержания вольфрама и молибдена в ком­плексно легированных штамповых сталях (рис. 223) спо­собствует измельчению зерна аустенита, т. е. увеличивает устойчивость стали против перегрева, при этом молибден менее эффективен, чем вольфрам.

Благоприятное влияние вольфрама на структуру и свойства штамповых сталей при увеличении его содержа­ния до 5,0 % связывают с увеличением количества карби­да Me6С по отношению к карбиду Me2зС6, что ведет к фор­мированию более дисперсных выделений. Повышение со­держания вольфрама до 5,0—6,0 % способствует увеличению эффекта дисперсионного твердения после за­калки и высокого (500—550 0C) отпуска. Вольфрам повы­шает теплостойкость комплексно легированных штамповых сталей и механические свойства как при комнатной, так и при повышенных температурах.

Оптимальное содержание вольфрама в штамповых ста­лях для холодного деформирования составляет 2,0—3,0%.

Роль молибдена заключается в дополнительном усиле­нии дисперсионного твердения при отпуске, благоприятном влиянии на уменьшение склонности к отпускной хрупко­сти.

Вместе с тем молибден при содержании более 1,5— 2,0 % повышает склонность стали к обезуглероживанию (особенно в сочетании с кремнием в количестве 1,0—2,0%), усиливает степень гетерогенности распада при высоком от­пуске и тем самым снижает прочность стали при изгибе. Поэтому содержание молибдена в дисперсионнотвердею — щих штамповых сталях с высоким сопротивлением смятию ограничивается 1,5—1,8 %.

В штамповых сталях для крупногабаритных инстру­ментов (молотовый и прессовый инструмент) применяют легирование молибденом и вольфрамом в сочетании с хро­мом и другими элементами в минимальных количествах, обеспечивающих необходимую прокаливаемость, развитие дисперсионного твердения при отпуске и ограничивающих развитие ликвационных процессов и выделения грубых карбидов по границам зерен. Обычно для этих сталей co-L держание молибдена составляет 0,6—1,0.%. Во многих случаях комплексное легирование сталей типа 4Х5ВМФС и 4ХЗВМФ молибденом и вольфрамом осуществляют при суммарных их количествах 1,5—3,0 %, а для сталей высо­кой теплостойкости до 4,0—5,0 %.

Ванадий в штамповых сталях присутствует в карбиде VC и твердом растворе. Растворимость карбида типа MeС в аустените и, следовательно, степень насыщения ванади — ^m твердого раствора зависят от содержания ванадия и углерода в стали, а также от количества других элементов: Cr, W, Mo.

Ванадий благоприятно влияет на чувствительность штамповых сталей к перегреву. Повышая температуру ин­тенсивного роста зерна аустенита, он значительно усили­вает интенсивность дисперсионного твердения и повышает

Элемент,"/" (помассе)

Рис. 224. Влияние кремния и кобальта на механические свойства штамповых сталей типа 4Х4В2Ф2М. (Ю. М. Скрынченко, Л. А. Позняк, А. В. Ковальчук):

1 — Si; 2 — Со+0,30 % Si; 3 — Со+2,0 % Si

Теплостойкость сталей. Теплостойкость штамповых сталей типа 5ХЗВЗМФС растет при увеличении отношения V: С до 0,25—0,30. Дальнейшее увеличение этого отношения не приводит к существенному повышению теплостойкости. Увеличение содержания углерода до 0,45—0,50 приводит к повышению теплостойкости.

Влияние ванадия на механические свойства штамповых сталей неоднозначно. При содержании до 1,0 % ванадий повышает прочность и пластичность высокоуглеродистых и среднеуглеродистых 0,4% С) сталей. Однако при высоких температурах ванадий в повышенных количествах может снижать пластичность. Снижение пластичности ста­лей с высоким содержанием ванадия при обработке на дисперсионное твердение может приводить к уменьшению износостойкости инструмента, работающего при ударных нагрузках, из-за скалывания и микровыкрашивания рабо­чих поверхностей. В то же время ванадий может повышать износостойкость низкоотпущенных штамповых сталей для холодного деформирования типа Х12, особенно крупнога­баритных вырубных штампов вследствие уменьшения кар­бидной неоднородности.

К недостаткам высокованадиевых сталей относится по­ниженная шлифуемость (из-за присутствия очень твердого карбида MeС) и склонности к окалинообразованию.

Кремний и кобальт входят в состав некоторых штамповых сталей. Эти элементы, как некарбидообразующие, в основном находятся в твер­дом растворе. Кремний значительно упрочняет ферритную матрицу. Легирование штамповых сталей увеличенным содержанием кремния повышает их окалииостойкость. К недостаткам легирования кремнием относится укрупнение карбидов и возрастание хрупкости при отжиге.

Кобальт и особенно кремний существенно ускоряют процесс диспер­сионного твердения в комплекснолегированных штамповых сталях и способствуют достижению более высокой твердости при отпуске, одна­ко при этом наблюдается смещение пика вторичной твердости в сторону более низких температур отпуска, что отрицательно сказывается на теплостойкости сталей. В связи с этим содержание кремния и кобальта в штамповых сталях для горячего деформирования ограничивается 0,7—0,8 %, за исключением некоторых специальных случаев.

В штамповых сталях для холодного деформирования, температура эксплуатации которых не превышает 350—400 °С, содержание кремния может достигать 3,0—5,0 %. При этом существенно расТут твердость и сопротивление малым пластическим деформациям (предел упругости), но снижается предел прочности при изгибе и особенно уд-арная вязкость. На рис. 224 показано влияние кремния и кобальта на механические свойства штамповых сталей типа 4Х4В2Ф2М.

Влияние кобальта наиболее значительно в низкоуглеродистых ста­лях и сплавах с преимущественно интерметаллидным или смешанным (карбидным и интерметаллидным) упрочнением. Кобальт уменьшает растворимость вольфрама и молибдена, увеличивая пересыщение твер­дого раствора и повышая как количество интерметаллидной фазы, так и степень ее дисперсности.

К недостаткам легирования кобальтом относится склонность штам­повых сталей к обезуглероживанию.

Никель и марганец используют для повышения прокаливаемости крупногабаритного штампового инструмента. Никель повышает пластич­ность сталей, в то же время при содержаниях более 2 % ускоряется выделение карбидов по границам аустенитных зерен в интервале 650— 750 °С, что снижает пластичность стали. Кроме того, никель способству­ет разупрочнению сталей при нагреве и снижает сопротивление терми­ческой усталости. B связи с этим содержание никеля в штампо>зых ста­лях повышенной прокаливаемости для горячего деформирования огра­ничивается 1,5—2,0, а марганца 0,5—1,0 %.

Полезным является легирование никелем и марганцем штамповых сталей для холодного деформирования с высокой ударной вязкостью типа 7ХГ2ВМ и 7ХГНМ. B этом случае оптимальным является содер­жание марганца в пределах 1,5—2,0 % и никеля 0,5—1,0 % (Ю. А. Гел­лер).

Глава XXXI ЩТАМПОВЫЕ СТАЛИ

Стали, применяемые для изготовления инструмента, пред­назначенного для изменения формы материала деформи­рованием без снятия стружки, относятся к штамповым.

,По условиям работы штамповые стали делят на стали для холодного д сформи­рования и стали для горячего деформи­рования. К штамповым сталям условно можно отнести и стали для прокатных валков. Основные требования,, предъявляемые к инструментальным сталям: твердость, износостойкость, теплостойкость и др. (см. гл. XXVIII) от­носятся и к штамповым сталям, однако роль того или дру­гого свойства может изменяться в зависимости от условий работы инструмента. Поэтому состав и режимы термичес­кой обработки штамповых сталей разного назначения могут существенно различаться.

БЫСТРОРЕЖУЩИЕ СТАЛИ

Применение быстрорежущих сталей для режущего инстру­мента позволяет повысить скорости резания в несколько раз, а стойкость инструмента — в десятки раз. Главной отличительной особенностью быстрорежущих сталей явля­ется их высокая теплостойкость или красностойкость[22] (600—700 °С) при наличии высокой твердости (63—


7

3 V,%

PBMSK Os-P12K

PWKsviZijp9К5 °Р9 Р12 о Zs P 6 M 5

Рис. 211. Соотношение между средним содержанием углерода и ванадия в некоторых марках быстрорежущих сталей (по ГОСТ 19265—73)

С,%

1,0

0,9 0,8

0,7

О,8 1,2 1,е с,%

Рис. 210. Вертикальный разрез диа­граммы системы Fe—W—Cr—V при 18 % W; I % V и 4 % Cr; 8 — интерме­таллид (Мураками, Хатт с дополне­ниями Kyo)


361

70 HRC) и износостойкости инструмента. Уникальные свойства быстрорежущих сталей достигаются посредством специального легирования и сложной термической обра­ботки, обеспечивающих определенный фазовый состав.

1. Ррль легирующих элементов и фазовый состав стали

Основными легирующими элементами быстрорежущих ста­лей, обеспечивающими высокую красностойкость, являют­ся вольфрам, молибден, ванадий. Кроме них, все стали легируют хромом, а некоторые — кобальтом. Важным компонентом является углерод.

Карбидообразующие элементы образуют в стали специ­альные карбиды: MeeC на основе вольфрама и молибдена,

MeC на основе ванадия и Me23C6 на основе хрома. Часть атомов Me в указанных карбидах составляют железо и другие элементы (см. гл. VIII, п. 3).

Вертикальный (политермический) разрез диаграммы состояния системы Fe—Cr—W—V, характерный для быст­рорежущих сталей, приведен на рис. 210[23]. Аустенит в быстрорежущих сталях получается при нагреве выше 800— 900 °С, однако при этих температурах аустенит не обога­щен основными легирующими элементами и углеродом. Поэтому закалка стали от температуры выше Ac3 (линии 1—3—2) на 30—50 0C, как принято для обычных сталей, не может обеспечить главного свойства быстрорежущей ста­ли — красностойкости. Красностойкость достигается лишь после высокотемпературного нагрева под закалку до тем­ператур несколько ниже линии солидуса Ai (линия 1—2), когда значительная часть легированных карбидов раство­ряется в аустените, обогащая его вольфрамом, молибде­ном, ванадием, хромом и углеродом. Полного растворения в аустените карбида Me6C, а также MeС, как видно из диаграммы состояния, даже при столь высоких температу­рах не происходит. Повышение содержания углерода в стали приводит к понижению температуры закалки, так как линия солидус 1—2 понижается с 1330 0C (0,6 % С) до IlOO0C (1,5 % С). Диаграмма также показывает, что обез­углероживание быстрорежущей стали (до % С<0,5—0,6) приводит к появлению а-фазы (область а+у+Ме6С левее линии 1—3). Чрезмерное содержание углерода, сверх необ­ходимого для образования специальных карбидов, может привести к появлению карбида цементитного типа, что ухудшает свойства стали.

‘Вольфрам и молибден являются основными легирующи­ми элементами, обеспечивающими красностойкость. Дол­гое время в СССР (до 70-х годов) наиболее широко ис­пользовали вольфрамовые стали без молибдена (марки Р18, Р12, Р9). Однако острая дефицитность вольфрама привела к частичной его замене молибденом. Замену вольфрама молибденом проводят, исходя из соотношения Mo: W=I : 1,5, однако общее содержание молибдена в стали не должно быть более 5 %[24].

Считается,, что наиболее оптимальные свойства и рацио­нальная стоимость инструмента достигается при соблюде­нии условия 2(W+1,5 Mo) =12—13 % (Л. С. Кремнев)- По этому принципу построена наиболее широко применяе­мая, в настоящее время сталь Р6М5.

Вольфрам (молибден) образует в стали карбид Me6Cr который при аустенитизации частично переходит в твердый раствор, обеспечивая получение после закалки легирован­ного вольфрамом (молибденом) мартенсита. Эти легиру­ющие элементы, а также ванадий затрудняют распад мар­тенсита при нагреве, обеспечивая необходимую красностой­кость. Нерастворенная часть карбида Me6С приводит к повышению износостойкости стали. Таким образом, без вольфрама или молибдена не может быть быстрорежущей стали. Наличие в стали высокого содержания вольфрама приводит к ухудшению теплопроводности стали, что вызы­вает осложнения при обработке давлением и необходимость замедленного (ступенчатого) нагрева стали под закалку всгизбежание появления трещин. Кроме того, вольфрамо­вые стали склонны к сильной карбидной неоднородности. Частичная замена вольфрама молибденом уменьшает этот недостаток.

Ванадий образует в стали наиболее твердый карбид VC (MeC) (HV 2700—2800). Максимальный эффект от введения в сталь ванадия достигается при условии, что со­держание углерода в стали будет достаточным для обра­зования большого количества карбидов и для насыщения твердого раствора. При минимальном содержании ванадия в быстрорежущих сталях около 1 % содержание углерода устанавливается в пределах 0,7—0,8 %. С ростом количе­ства ванадия в стали содержание углерода должно увели­чиваться из расчета: на каждый 1 % V — прирост углерода около 0,2 %. В основных марках быстрорежущих сталей соблюдается такая зависимость между содержанием вана­дия и углерода (рис. 211).

23*

363

Карбид MeC, частично растворяясь в аустените, увеличива­ет красностойкость и повышает твердость после отпуска благодаря эффекту дисперсионного твердения. Нераство­ренная часть карбида MeС увеличивает износостойкость стали. Чем выше содержание ванадия в быстрорежущих сталях (а оно доходит1 до 5 %), тем выше износостойкость вследствие увеличения количества самого твердого карби­да. Однако при этом ухудшается шлифуемость стали. Широкое применение в инструментальной промышленности корундовых и алмазных кругов позволило расширить про­изводство высокованадиевых сталей и тем самым достиг­нуть некоторой экономии вольфрама благодаря уменьше­нию доли нерастворенного карбида Me6С, также увеличи­вающего износостойкость.

Хром во всех быстрорежущих сталях содержится в ко­личестве около 4 % • Он является основой карбида Me23C6. При нагреве под закалку этот карбид полностью растворя­ется в аустените при температурах, значительно более низких, чем температуры растворения карбидов Me6C и MeC. .Вследствие этого основная роль хрома в быстроре­жущих сталях состоит в придании стали высокой прокали­ваемости. Он оказывает влияние и на процессы карбидооб- разования при отпуске.

Кобальт применяют для дополнительного легирования быстрорежущей стали с целью повышения ее красностой­кости. Кобальт в основном находится в твердом растворе и частично входит в состав карбида Me6C. По мнению не­которых исследователей, он может образовывать при от­пуске интерметаллиды типа (Со, Fe)7(W, Мо)6. Кобальт увеличивает устойчивость против отпуска и твердость быст­рорежущих сталей (до HRC 67—70). Влияние кобальта на красностойкость (сохранение твердости HRC 60) характе­ризуется следующими данными (Ю. А. Геллер):

Содержание кобальта,

%……………………………………………. 0 3 5 10 15

Красностойкость, 0C. . 610—615 620 630 640 650

К недостаткам влияния кобальта следует отнести ухуд­шение прочности и вязкости стали, увеличение обезуглеро­живания. Содержание остаточного аустенита после закал­ки в сталях с кобальтом возрастает до 40 %, против ~25 % для сталей без него. Однако главной причиной, сдерживающей широкое применение кобальтовых сталей, является дефицитность и высокая стоимость кобальта.

2. Марки быстрорежущих сталей

Химический состав и свойства быстрорежущих сталей ре­гламентированы ГОСТ 19265—73. В табл. 46 приведены сведения об основных марках быстрорежущих сталей. Быстрорежущие стали условно подразделяют на стали умеренной красностойкости (при содержании до 2 % V) и’ стали повышенной красностойкости (при содержании более 2 % V или дополнительно легированной кобальтом). До конца 60-х годов основной маркой быстрорежущей стали,

Производимой отечественной промышленностью, являлась сталь P18. Объем производства ее от всех других марок быстрорежущих сталей составлял около 85 %. Острая де­фицитность вольфрама заставила в 70-х годах все страны перейти на вольфраммолибденовую сталь типа Р6М5. В на­шей стране объем производства этой стали составляет око­ло 80 %. В результате этого произошло снижение среднего содержания вольфрама в быстрорежущих сталях с 16,5 до 7,Jj % при росте среднего содержания молибдена с 0,6 до 4%.

Вольфраммолибденовые стали намного дешевле, чем диалогичные по свойствам вольфрамовые стали. Так, если у в соответствии с ценами на мировом рынке принять стои­мость стали Р6М5 за 100 %, то стоимость стали Р12 соста­вит 120 %, а Р18 170 %.

Необходимо также отметить, что в последнее время расширилось использование быстрорежущих сталей с по­вышенным содержанием углерода на 0,2 % при низком со­держании вольфрама и молибдена (11РЗАМЗФ2), а также сталей, легированных 0,05—0,10 % N (Р6АМ5, Р6АМ5ФЗ). Легирование азотом повышает эксплуатационные свойства инструмента. Разработаны и перспективны безвольфрамо­вые быстрорежущие стали типа 11М5ФЗ, имеющие свойст­ва, близкие к стали Р6М5.

В настоящее время для изготовления инструмента из быстрорежущих сталей все шире применяют методы по­рошковой металлургии. В таких материалах нет карбидной неоднородности и анизотропии свойств, они хорошо шли­фуются при повышенном содержании ванадия (до 3,5 %), имеют более высокую красностойкость и лучшие режущие свойства. Изготовление инструмента методами порошковой металлургии является безотходным способом производ­ства.

3. Фазовые превращения в быстрорежущих сталях /

Высокие служебные свойства инструмента из быстроре­жущей стали достигаются после термической обработки. Рассмотрим фазовые превращения, которые протекают при этом, на примере сталей Pl8 и Р6М5.

Превращения при нагреве стали под закалку связаны с аустенитизацией и прежде всего с переходом в твердый раствор легирующих элементов из карбидной фазы;

Изменение фазового состава стали Р6М5 при термиче­ской обработке детально изучено в работах И. К. Купало-

Таблица 46. Состав и некоторые свойства быстрорежущих стал eft

Марка стали

Содержание основных элементов %•

С

Cr

W

Mo

Р18 Р12 Р9

Р6АМ5** Р6М5

Р6АМ5ФЗ**

Р6М5ФЗ

11РЗАМЗФ2

Р12ФЗ

Р18К5Ф2

Р9К5

Р6М5К5

Р9М4К8

3,8—4,4 3,1-3,6 3,8—4,4 3,8—4,4 3,8—4,4

17,0—18,5 12,0—13,0 8,5—10,0 5,5—6,5 5,5—6,5 5,7—6,7 5,7—6,7 2,5—3,3 12,От—13,0 17,0—18,5 9,0-10,5 6,0-7,0 8,5—9,6

» Во всех сталях Mn<0,5 %; Si<0,5 %; №«0,4 %; S«0,025-0,030 случае стали соответственно обозначают Р6М5 и Р6М5ФЗ.

Вой. На рис. 212 показано изменение состава твердого рас­твора в зависимости от температуры нагрева под закалку сталей Р18 и Р6М5, а на рис. 213 — изменение количества основных карбидов. По достижении температуры 1000— IlOO0C в обеих сталях весь хром переходит полностью из карбида в аустенит. Однако при этой температуре раство­рение карбидов Me6С и MeС невелико. Наиболее активно процессы растворения карбидов Afe6C протекают при тем­пературах 1200—1240 0C в стали Р6М5 и еще при более высоких температурах 1270—1300 0C в стали Р18, что вы­зывает существенное обогащение аустенита вольфрамом (Р18) и вольфрамом и молибденом (Р6М5). Растворение карбидов MeС также происходит при высоких температу­рах и почти предельное количество ванадия растворяется в стали Р6М5 при 1200—1240 °С, а в стали P18 —при 1260—1300 °С. В стали Р6М5 при температурах 1220— 1230 0C растворено 3,5—4,0 % W; ~3 % Mo; 1,0—1,2 % V; 0,5 % С, а в стали Р18 при 1270—1290 0C 7—8 % W; 0,8— 0,9 % V. Остальное количество элементов, содержащихся в стали, входит в состав нерастворенной (избыточной) кар­бидной фазы.

<1,0 <1,0 <1,0 5,0—5,5 5,0—5,5 5,5—6,0 5,5—6,0 2,5—3,0 0,5—1,0 1,0 1,0 4,8—5,3 3,8—4,3

0,7—0,8 0,8—0,9 0,85—0,95 0,82—0,90 0,82—0,90 0,95—1,05 0,95—1,05 1,02—1,12 0,95—1,05 0,85—0,95 0,9—1,0 0,84—0,92 1,0-1,1

З,;

3,! 3,i 3,! 3,! 3,* 3,1

4,3 4,3 4,3 !-4,3 1—4,4 :—4,4 1—4,3

3,0—3,6

{,; P «г 0,030-

Пересчет суммарного содержания вольфрама и молиб­дена на эквивалентное содержание вольфрама по формуле

Sm

Режим термической обра­ботки

HRC, ие менее

Красно­стойкость (HRC»58), 0C

V

Со, N

^зак’ °с

1oth — "с

?

1,0-1,4

1270—1290

550—570

62

620

1,5-1,9

_____

1240—1260

550—570

62

620

2,0—2,6

1220—1240

550—570

62

620

1,7-2,1

0,05—0,0Ш

1210—1230

540—560

64

620

1,7-2,1

_____

1210—1230

540—560

64

620

2,3—2,7

0,05—0, IN

1210—1230

540—560

64

630

¦ 2,3—2,7

_____

1210—1230

540—560

64

630

2,2—2,6

0,05—0,IN

1190—1210

540—560

63

620

2,5—3,0

_____

1240—1260

550—570

63

630

1,8-2,4

5,0—6, OCo

1270—1290

560—580

63

640

2,2—2,6

5,0—6, OCo

1220—1240

560—580

63

630

1,7-2,2

4,8—5,ЗСо

1210—1240

540—560

64

630

2,1—2,5

7,5—8,5Со

1210—1240

540—560

64

630

0,035 %. •• Допускается изготовление сталей без легирования азотом, в этом

2(W+1,5 Mo) показывает, что в аустените стали Р6М5 при оптимальной температуре нагрева под закалку (1200— 1230 °С) растворено около 8 %W. В стали Р18 в аустените растворяется также около 8 % W, но при температурах 1270—1290 °С. Следовательно, одинаковая красностойкость сталей Р6М5 и P18 достигается при более экономном леги­ровании на стали Р6М5.

Изменение структуры и свойств быстрорежущих сталей в зависимости от температуры закалки характеризует рис. 214. При температуре закалки 1200—1230 °С в стали Р6М5 обеспечивается мелкое зерно аустенита (№ 10—II); содер­жание остаточного аустенита составляет 20—25 %, дости­гается высокая твердость и красностойкость стали. Предел прочности при изгибе после закалки от 1240 0C резко сни­жается. В стали P18 аналогичные свойства достигаются после закалки от 1270—1290 °С. Таким образом, данные изучения фазового состава, структуры и свойств быстроре­жущих сталей показывают, что оптимальная температура закалки стали Р6М5 1200—1230°, а Р18 1270—1290 °С. Зна­чения оптимальных температур закалки других сталей приведены в табл. 46.

Превращение при охлаждении быстрорежущей стали после аустенитизации от оптимальных температур характе­ризует диаграмма изотермического распада аустенита ста­ли Р6М5, приведенная на рис. 215. Диаграммы других быстрорежущих сталей мало отличаются от приведенной. Высоколегированный аустенит, образовавшийся при высо­котемпературном нагреве, обладает весьма высокой устой­чивостью к распаду, вследствие чего быстрорежущие стали могут закаливаться даже при охлаждении на воздухе. Однако при этом, как видно из диаграммы возможно выде-

Рис. 212. Влияние температуры аустеиитизации быстрорежущих сталей иа состав твердого раствора после закалкн:

О—Р18 (А. П. Гуляев); б — Р6М5 (И. К. Купалова)

Ление из переохлажденного, аустенита при температурах 800—550°С специальных карбидов (штриховая линия на диаграмме), что приводит к обеднению твердого раствора легирующими элементами и к уменьшению красностойко­сти. Поэтому инструмент из быстрорежущей стали обычно охлаждают в масле или в расплаве солей или щелочи. В интервале температур 350—600 0C между 1 и Il ступеня­ми имеется зона высокой устойчивости аустенита, что по­зволяет проводить ступенчатую закалку инструментов. Выдержка в интервале температур 400—500 0C не вызыва­ет выделения карбидов, распада аустенита и не влияет на температуру мартенситного превращения. Однако ступен­чатая закалка в низкотемпературной соляной (щелочной)’ ванне позволяет выровнять температуру по сечению инст­румента перед мартенситным превращением и тем самым значительно уменьшить возникающие при закалке напря­жения, а следовательно, снизить коробление инструмента и возможность образования в нем закалочных трещин.

В ряде случаев (длинный инструмент большого сече­ния — сверла, протяжки и т. п.) возможно проведение изо­термической закалки с кратковременной выдержкой в об­ласти бейнитной ступени, что приводит к понижению

Рис. 213. Влияние температуры аустенитизации стали Р6М5 иа количество кар­бидной фазы (И. К. Купалова)

Omж иг 1100 UOO ?,°С

Рнс. 214. Влияние температуры аустенитизации иа структуру и свойства стали Р6М5 (И. К. Купалова). HRC-после закалки; аи — прочность при изгибе пос­ле закалки и отпуска; Kp. — красностойкость при 620 °С

Температуры мартеиситного превращения, увеличению ко­личества остаточного аустенита и еще более существенно­му уменьшению коробления и склонности к трещинообра — зованию.

Положение температурного интервала мартеиситного превращения характеризует количество остаточного аусте­нита, получаемого после закалки. Этот интервал в сильной степени зависит от температуры нагрева под закалку. При соблюдении рекомендуемых температур нагрева под закал­ку значения температуры начала мартеиситного превраще­ния Mb= 150—200 0C для сталей Р6М5, P18, P12, Р9 и др. При охлаждении до комнатной температуры остается не — распавшимся 20—25 % аустенита.

Таким образом, фазовый состав быстрорежущих сталей после закалки обычно следующий: нерастворенных карби­дов 7—15 %, остаточного аустенита 20—30 %, остальное — мартенсит. В сталях с кобальтом количество остаточного’ аустенита доходит до 35—40 % •

Превращение при отпуске быстрорежущей стали заклю­чается в выделении специальных карбидов из мартенсита и превращении остаточного аустенита в мартенсит. Благода­ря этим процессам достигаются высокие свойства стали и

HV303 317

Конец . превращения

90%

5°/?

600

А +К

Чоо

• N 50%

HV577

- ZOO

Mh

-M

50%

-L

IOlf 10s W’

10г IOi Время, с

0,5 1

10

Рис. 215. Диаграмма изотермического превращения аустенита стали Р6М5 (А. А. Попов, Л, Е. Попова)

Инструмент приобретает не-

Vc

Обходимые эксплуатацион­ные характеристики. На рис. 216 показано влияние темпе­ратуры отпуска на твер­дость и прочность при изги­бе стали Р6М5. Уменьшение твердости стали происходит при отпуске до 400 °С. Наи­большему уменьшению твер­дости соответствуют экстре­мальные значения прочно­сти при изгибе. При отпуске в этом температурном ин­тервале образуются карби­ды цементитного типа. От­пуск при 400—500 0C приво­дит к увеличению твердости и снижению прочности при изгибе до минимальной. Максимальная твердость достигается при отпуске 540— 560 °С. Электронно-микроскопические исследования пока­зывают, что пику вторичной твердости соответствует вы­деление высокодисперсных карбидов ванадия, при этом твердой раствор заметно обедняется ванадием, а в карбидной фазе наряду с нерастворенными крупными карбидами MeC появляются вторичные дисперсные карби­ды MeC. На пике вторичной твердости и при более высоких температурах возможно выделение дисперсных карбидов типа Me2C (W2C и Mo2C). Резкое уменьшение твердости при более высоких температурах обусловлено выделением карбидов Me6C.

В стали Pl8 происходят аналогичные процессы. Пик вторичной твердости достигается при температуре 550— 570 °С. Данные рис. 217 иллюстрируют изменение состава твердого раствора стали Р18 от температуры отпуска.

Интенсивное выделение карбидов ванадия происходит при отпуске 560 0C1 однако при этой температуре в твердом растворе сохраняется высокое содержание вольфрама. Последний интенсивно выделяется из твердого раствора в виде карбида Afe6C при температурах отпуска выше 600 0C, что обусловливает потерю красностойкости при этих тем­пературах. Кроме процесса карбидообразования на свой­ства стали существенно влияет превращение остаточного аустенита в мартенсит. Как отмечалось ранее (см. гл. IX, п. 3), при нагреве закаленной быстрорежущей стали до

Рис. 216. Влияние температуры отпус — Рис. 217. Влияние температуры отпуска ка на твердость HRC и прочность аи иа состав твердого раствора стали при изгибе стали Р6М5 (И. К — Купа — pi8 <ю- А — Геллер) лова)

Температур 500—600 0C и изотермической выдержке при ней из остаточного аустенита в соответствии с диаграммой (см. рис. 215) выделяются специальные карбиды. Вследст­вие этого повышается мартенситная точка и остаточный аустенит частично превращается в мартенсит. Практически полное превращение остаточного аустенита в мартенсит можно осуществить лишь после нескольких циклов нагрева и охлаждения, т. е. после 2—4-кратного отпуска. Так, дан­ные рис. 218, а показывают, что продолжительность одно­кратного отпуска более 1 ч приводит к небольшому сниже­нию количества остаточного аустенита по сравнению с тем количеством, которое превращается при одночасовом отпу­ске. Существенный эффект достигается при многократном отпуске (рис. 218,6). После первого отпуска количество остаточного аустенита снижается с 25 до 10 %. При этом мартенсит, полученный при закалке (~ 55 %), отпускает­ся), но образуется новый неотпущенный мартенсит (~15%) из остаточного аустенита. При втором отпуске количество остаточного аустенита снижается с 10 до 5 %, отпускается мартенсит, полученный при первом отпуске,

Но опять появляется новый неотпущенный мартенсит — (~ 5 %). После третьего отпуска количество остаточного ; аустенита составляет лишь 1—2 % и практически весь ; мартенсит отпущен (кроме 3—4 %, полученных при треть­ем отпуске). Многократный отпуск приводит к росту твер­дости по сравнению с закаленным состоянием, т. е. к явле­нию вторичной закалки или вторичной твердости.

Рис. 218. Влияние отпуска при 560 0C на количество остаточного А00т аустени­та, неотпущенного мартенси­та M я твердость HRC бы­строрежущей стали:

А — продолжительность от­пуска T отп стали Р6М5 (А. П. Гуляев); б —число отпусков стали Р18 (Ю. А. Геллер)

Г’7П<4 Отпуск

Количество отпусков определяется содержанием оста точного аустенита после закалки и его стабильностью, за висящей от состава стали. Обычно вольфрамовые и воль фраммолибденовые стали подвергают двух-трехкратному отпуску, а стали с кобальтом — трех-четырехкратному от­пуску. Возможно применение сокращенного высокотемпе­ратурного отпуска вместо одночасовых отпусков при 560 °С. Установлена зависимость между температурой и длитель­ностью оптимального отпуска быстрорежущей стали (И. К. Купалова). Вместо многократных отпусков принци­пиально возможно проводить обработку холодом (А. П.,Гу­ляев), т. е. сразу же после закалки охлаждать инструмент до температуры —80 °С. Такое охлаждение вызывает до­полнительное превращение в аустенит 10—20 % остаточно­го аустенита. После обработки холодом достаточно прове­дения одного отпуска, Однако значительное увеличение напряжений при обработке холодом повышает коробление и возможность образования трещин в инструменте. По этой причине обработка холодом практически не применяется.

Таким образом, фазовый состав быстрорежущих сталей после многократного отпуска: специальные карбиды (не- растворенные при аустенитизации и выделившиеся при отпуске) 20—25 %; остаточный аустенит 1—2 %; осталь­ное — отпущенный мартенсит (в том числе 3—4 °/о неотпу­щенного) .

4. Термическая обработка инструмента

Термическая обработка быстрорежущих сталей включа­ет смягчающий отжиг проката или поковок перед изготов­лением инструмента и окончательную термическую обра­ботку — закалку с отпуском готового инструмента. Схема термической обработки инструмента из быстрорежущей стали Р6М5 приведена на рис. 219. Для других сталей схема обработки анало­гична, изменяются лишь температурные режимы в соответствии с данными табл. 46.

Цель смягчающего от­жига — понизить твер­дость до HB-250—300 и подготовить структуру стали к закалке. Режим обработки: аустенитиза — ция 840—860 °С, охлажде­ние со скоростью 30— 40 °С/ч до 720—750 °С, вы­держка не менее 4 ч, охла­ждение со скоростью 40—

50°С/ч до 600 С и далее на воздухе. Такой отжиг является изотермическим. Из отожженной стали изготовляют необ­ходимый инструмент.

Цель окончательной термической обработки — получить необходимую красностойкость, износостойкость, твердость и прочность инструмента.

ПОО — кратный

HSi 2550 HRC 60-61 HRC63S5 Твердость

Рис. 219. Схема термической обработки инструмента из быстрорежущей стали PSMS (обобщение данных)

I, . -, Г. «I Iss sa s

Закалка инструмента из быстрорежущей стали чаще всего проводится с аустенитизацией в^соляных ваннах. На­грев под закалку вследствие низкой теплопроводности быстрорежущей стали проводят с предварительным подо­гревом при температуре 800—850 0C. Для сложного круп­ногабаритного инструмента (сечением более 30 мм) дела­ют дополнительные ванны подогрева при 400—500 °С, а иногда еще и при 1000—1100°С. Оптимальная температу­ра аустенитизаци зависит от вида инструмента. Резцы и крупные сверла закаливают от верхней температуры реко­мендуемого интервала; резьбовой, зуборезный инструмент и фрезы нагревают до нижней температуры. Колебания температуры соляной ванны не должны превышать ±5 °С. Особенно строгим должен быть контроль состава соляной ванны с целью исключения обезуглероживания. Выдержка при температуре закалки не должна быть больше, чем это необходимо для растворения карбидных фаз, так как в противном случае наблюдается сильный рост зерна. Вы­держку определяют по специальным формулам (Е. А. Смольников) или номограммам. Охлаждение при за­калке проводят в масле или горячих средах (ступенчатая или изотермическая закалка). После горячей среды инст­румент охлаждают на воздухе. После закалки следует контроль твердости, а на образцах-свидетелях контролиру­ют размер зерна в изломе.

Отпуск мартенсита следует осуществлять сразу же пос­ле закалки во избежание стабилизации остаточного аусте — иита. Оптимальные температуры отпуска разных сталей указаны в табл. 46. Выдержка при каждом отпуске 1 ч, а последующее охлаждение следует проводить до комнатной температуры в целях более полного превращения остаточ­ного аустенита в мартенсит. На рис. 219 указан трехкрат­ный отпуск. В зависимости от количества остаточного аус­тенита и типа инструмента количество отпусков может быть от двух до четырех. Последний отпуск иногда совме­щают с цианированием (насыщение поверхности азотом и углеродом), которое проводят в цианистых солях при ^отп.

После отпуска проводят контроль твердости, затем сле­дует окончательная шлифовка (заточка) инструмента. Для снятия возникших при этом напряжений инструмент иногда подвергают низкотемпературному отпуску (200—300 °С).

Термомеханическая обработка быстрорежущих сталей разработана для некоторых видов инструмента. Однако «на не получила должного развития: HTMO мало пригод­на из-за низкой пластичности сталей и необходимости ис­пользовать мощное оборудование для деформации, а ВТМО взоможна только при скоростном нагреве и дефор­мации и находит применение при изготовлении мелкого инструмента методом пластической деформации, например •сверл, продольно-винтового проката (И. К- Купалова).

Карбидная неоднородность представляет со­бой сохранившиеся участки ледебуритной эвтектики в про­катном металле (рис. 220, с). Она определяется прежде всего металлургическим переделом, а именно: кристаллиза­цией слитка и его горячей пластической деформацией. ¦Сильная карбидная неоднородность значительно уменьша­ет прочность, вязкость и стойкость инструмента. Уменьше­ние карбидной неоднородности достигается комплексом мероприятий при металлургическом переделе. Радикальным способом устранения карбидной неоднородности является изготовление инструмента методами порошковой металлур­гии (рис. 220, б).

Обезуглероживание поверхности инстру­мента при термической обработке обусловлено плохой раскисленностью высокотемпературной соляной ванны и чрезмерно длительной выдержкой при аустенитизации. Пе­регрев при аустенитизации приводит к чрезмерно сильному росту зерна аустенита по сравнению с нормально нагретой

Рис. 220. Карбидная неоднородность быстрорежущей стали Р6М5, Х500: а — балл 8, прокат из слитка; б— балл If «порошковый» металл

Сталью. Это различие проявляется в закаленном состоянии и после отпуска в распределении карбидной фазы по гра­ницам бывших зерен аустенита (рис. 221). При значитель­ном превышении установленных температур аустенитиза­ции может произойти пережог — оплавление границ зерен. Избежание обоих дефектов требует более жесткого конт­роля температуры аустенитизации. Перегрев исправим пу­тем последующего отжига и повторной закалки, пережог не исправим.

Трещины могут быть обусловлены как • чрезмерно быстрым нагревом в соляных ваннах, без достаточного предварительного подогрева, так и ускоренным охлажде­нием в области температур мартенситиого превращения.

Низкая твердость (HRC 58—62) после закалки и многократного отпуска может быть обусловлена низким нагревом при аустенитизации, приводящим к недостаточ­ному легированию мартенсита, что вызывает разупрочне­ние при отпуске; низким или высоким нагревом при отпус­ке (до или после пика вторичной твердости); обезуглеро­живанием поверхности; стабилизацией остаточнога аустенита между закалкой и отпуском, что приводит к со­хранению большого количества остаточного аустенита:

Нафталинистый излом представляет собой крупнозернистый излом со своеобразными блестками. Обычно такой дефект проявляется после повторной закал­ки недостаточно отожженной стали. По мнению В. Д. Ca-

Рнс. 221. Микроструктура быстрорежущей стали Р6М5, Х500:

А, б — нормальный нагрев при аустеиитизадии 1230 °С; в, г — перегрев 1265 °С; а, в — закалка; б, г — закалка с трехкратным отпуском

Довского, ненормальный рост зерна при повторной закал­ке быстрорежущей стали, приводящий к нафталинистому излому, получается в результате первичной рекристалли­зации аустенита, обусловленной внутренним наклепом и развивающейся (вероятно, из-за влияния присутствующей дисперсной карбидной фазы) из малого числа центров (см. гл. VII, п. 1). Для устранения нафталинистого излома не­обходимо сталь перед повторной закалкой подвергнуть отжигу.

5. Твердые сплавы

Твердые сплавы являются спеченными порошковыми материалами иа основе твердых тугоплавких соединений переходных металлов. Основой большинства твердых сплавов является карбид вольфрама, наряду с иим используются карбид и карбонитрид титаиа и карбид тантала. В качестве связующего материала главным образом используется ко­бальт, а в ряде сплавов иикель с молибденом.

Твердые сплавы имеют значительно более высокую красностойкость (выше 800—1000°С), твердость и износостойкость, чем быстрорежущая сталь. Однако их вязкость меньше и оии весьма чувствительны к дей­ствию Ударных нагрузок.

Твердые сплавы изготовляют методами порошковой металлургии, смешивая порошки карбида и связующего металла, спрессовывая их в формы и спекая при высокой температуре (1250—1500 °С). Такой ин­струмент ие подвергается термической обработке, а лишь затачивается. Марки твердых сплавов регламентируются ГОСТ 3882—74.

В табл. 47 приведены наиболее типичные твердые сплавы и их свой­ства.

Таблица 47. Состав и свойства некоторых твердых сплавов

Состав, %

М

А>

Марка стали

WC

TiC

TaC

Co

Р,10~3 кг/и’

Ь в 25 S к щ в ?

HRA (1 менее)

Вольфрамовые



4 6 12

92,0 90,0 87.0

950 1150 1650

9,5—9,8 11,1—11,6 13,1—13,5

10

1100 1400 1500 1600 1650

89,5 89,5 88,5 87,5 87,0

15,0—15,3 14,9—15,2 14,6—15,0 14,4—14,8 14,2—14,6

ВКЗ

97

_____

ВК4

96

ВК6

94

ВК8

92

Вкю

90

Т30К4

66

30

Т15К6

79

15

Т5К12

83

5

Титановольфрамовые



Титанотанталовольфрамовые

TI7K12

Т18К6

Т120К9

81 84 71

4 8 8

3 2 12

12 6 9

13,0—13,3 12,8—13,3 12,0—13,0

1650 1250 1300

87,0 90,5 89,0

Безвольфрамовые

ТН20 KHTl 6

80

84—Ti (C1N)

(Ni+Mo)-20 (Ni-fMo)—16

5.5— 6,0

5.6— 6,2

1100 1350

90,00 89,0

24—970

377


В марках твердых сплавов буквы обозначают: В — карбид воль-* фрама, T — карбид титана, TT — карбиды титана и тантала, KHT —- карбонитрид титана, К — кобальт, H — никель. Цифры после букв — содержание этих веществ в процентах, а для букв TT — сумму содер­жания карбидов титана и тантала. Содержание карбида вольфрама не указывается, оно определяется по разности. В безвольфрамовых спла­вах в качестве связующего металла используют никель в смеси с 20— 25 % Mo.

Твердые сплавы широко применяют для обработки материалов ре­занием, для оснащения горного инструмента, быстроизнашивающихся деталей машин, узлов штампов, инструмента для волочения, калибров­ки, прессования и т. д. Твердосплавный инструмент очень дорог, поэто­му из него изготовляют лишь режущую или изнашиваемую часть ин­струмента. Державки же инструмента изготовляют из обычной кон­струкционной или инструментальной стали. Безвольфрамовые твердые сплавы являются весьма перспективными. Эти сплавы по основным свойствам не уступают вольфрамсодержащим твердым сплавам. Приме­няют их вместо сплавов ВК6, Т30К4, Т15К6, Т14К8 и др., что позволяет экономить дефицитные вольфрамы и кобальт.

В перспективе в качестве инструментальных материалов будут при­меняться вещества с преимущественно химической связью между атома­ми, обладающие вследствие этого наиболее высокими значениями твер­дости и теплостойкости: металлокерамика (AbO3), нитриды, бориды и другие сверхтвердые материалы (Л. С. Кремнев). Перспективным является использование способов упрочнения поверхностных слоев ин­струмента путем нанесения покрытий из нитридов титана, молибдена и других твердых соединений.

СТАЛИ ДЛЯ РЕЖУЩЕГО ИНСТРУМЕНТА

Стали для режущего инструмента (резцы, сверла, фрезы, протяжки, метчики, пилы и т. д.) должны обладать высо­кой твердостью режущей кромкн HRC 63—66; высокой прочностью и сопротивлением малой пластической дефор­мации; теплостойкостью (красностойкостью), особенно при высоких скоростях резания и обработке труднообрабаты­ваемых деталей.

Углеродистые и легированные стали при правильном применении могут удовлетворять первым двум требова­ниям, но не являются теплостойкими (отдельные марки легированных сталей являются полутеплостойкими).

1. Углеродистые стали

Углеродистые инструментальные стали являются наибо­лее дешевыми. Как правило, их применяют для изготовле­ния малоответственного режущего инструмента, работаю­щего при малых скоростях резания, не подвергаемого ра­зогреву в процессе эксплуатации. Углеродистые стали рег­ламентируют по ГОСТ 1435—74.

Углеродистые стали У7 и У7А (0,65—0,74% С) послеза — калки в воду с 800—820 0C имеют HRC 63—65. Критичес­кий диаметр dKp=15—20 мм после закалки в воду и 4— 6 мм после закалки в масло.

Низким отпуском при 150—160 0C можно понизить твер­дость до HRC 61—63.

Стали У8, У8А (0,75—0,84% С) и У9, У9А (0,85— 0,94% С) после закалки с 780—800 0C в воду имеют твер­дость HRC 63—65; dKp=15—20 мм после закалки в воду и 4—6 мм после закалки в масло. Низким отпуском при 200— 220 0C можно понизить твердость до HRC 57—59.

Стали У10, У10А (0,95—1,04 % С), У11, У11А (1,05— 1,14% С), У12, У12А (1,15—1,24) и У13, У13А (1,25 — 1,35% С) закаливают с 760—780ЭС в воду, при этом по­лучают HRC 64—66; dKp=10—20 мм после закалки в во­ду и 4—6 после закалки в масло. Низким отпуском при 150—160 0C можно получить твердость сталей У10 и У10А HRC 62—63; стали У11, У11А, У12, У12А, У13, У13А от­пускают при 200—220 °С, при этом получают HRC 58—59,

Углеродистые стали относятся к сталям неглубокой прокаливаемости, нетеплостойким. Малая устойчивость

Ш переохлажденного аустенита углеродистых сталей обус­ловливает их низкую прокаливаемость (до сечений 5—10 мм). Низкая устойчивость аустенита определяет основные достоинства и недостатки таких сталей.

Amm

-100 — ___________________________

-200\_ [_ Iiiii

О 0,4 0,8 1,2 С,%

Рис. 209. Влияние содержа­ния углерода на температу­ры начала Ma и коица M к мартенситиого превращения и количество остаточного аустенита Л оСТ (А. П. Гу­ляев, М. С. Чаодаева). Штриховые лииии для за­калки выше Acm

Достоинствами углеродистых сталей является то, что в малых сечениях (до 15—20 мм) после

HRC

Рис. 208. Прокаливаемость углеродистых инструментальных сталей в сечеиии 20 мм при разных температурах закалКи (Ю. А. Геллер, П. С. Лизогубов)

Закалки достигается высокая твердость в поверхностном слое (HRC 63—66) и мягкая, вязкая сердцевина инстру­мента (рис. 208). Такие свойства благоприятны для тако­го инструмента, как ручные метчики, напильники, пилы, стамески, долота, зубила и т. д. В отожженном состоянии углеродистые стали имеют низкую твердость (HB 150—180), в них лег­ко при отжиге получается структура зернистого цементита, что обуслов­ливает их хорошую обрабатывае­мость при изготовлении инструмен­та. Заэвтектоидные стали закалива­ют от температур Aci+ (30—50) °С, а доэвтектоидные от Ac3+ (30 — —40) °С, т. е. углеродистые стали имеют низкую температуру закалки. Такая температура нагрева под за­калку технологически легко выпол­нима, вызывает малое окисление и обезуглероживание инструмента. Закалка осуществляется в воде. По­сле закалки углеродистые стали со­держат малое количество остаточно­го аустенита — до 5—8 % (рис. 209), что не уменьшает их твердости и ис-

Ключает необходимость проведения обработки для распада остаточного аустенита.

Недостатками углеродистых сталей яв­ляется малая прокаливаемость и закаливаемость. Она не позволяет применять эти стали для инструмента сечением более 20—25 мм. Стали нетеплостойки, высокая твердость их сохраняется лишь до температур 250—200°С. Стали имеют высокую чувствительность к перегреву вследствие растворения избыточных карбидов в аустените. Может наблюдаться неоднородная твердость на поверхности ин­струмента вследствие возможности частичного распада по перлитной ступени при переносе инструмента из печи в ох­лаждающую среду.

Из-за существенных недостатков углеродистых сталей их мало применяют в промышленности, особенно в меха­низированном производстве.

2. Легированные стали

Легирование инструментальных сталей для режущего ин­струмента позволяет уменьшить недостатки углеродистых сталей, т. е. прежде всего повысить прокаливаемость, а также добиться новых существенных качеств инструмента. Свойства и состав легированных сталей для режущего ин­струмента регламентируются ГОСТ 5950—73.

В табл. 45 приведены основные данные о некоторых сталях и термообработке инструмента из них. Стали для режущего инструмента подразделяют на стали неглубокой и глубокой прокаливаемости. В группу сталей неглубокой прокаливаемости входят низколегированные стали, со­держащие невысокое содержание хрома (0,4—0,7 %), ва­надия (0,15—0,30%) — 7ХФ, 8ХФ, 9ХФ, 11ХФ; а также стали с вольфрамом — ХВ4, В2Ф. Легирование хромом несколько повышает устойчивость переохлажденного аус­тенита и прокаливаемость по сравнению с углеродистыми сталями. Использование ванадия для легирования этих сталей позволяет обеспечить меньшую чувствительность, стали к перегреву и регламентированную глубину прока­ливаемости. Так, применяя разную температуру закалки, можно регулировать толщину закаленного слоя, не опаса­ясь перегрева стали. По этой причине для сталей типа 7ХФ, 8ХФ, 9ХФ рекомендуют два температурных интерва­ла нагрева под закалку,(см. табл. 45). Более высокая тем­пература закалки позволяет растворить лишь часть кар­бида ванадия в аустените и повысить его устойчивость, а


О оо ю

ZO IO ZO

00 00 ю <м IO IOlO ZO

Ты ici

ZO ZO ZO

<м<м<м

ZO ZO ZO

О©

<м ю <м <м

I I

-170

©о©

T^ t^ OO

I I’TT

<м<м

150-

1_ t I I

©оо O^o

Ю

-H OO

I I

© I I

Ю I 7 I I

I I

OO ю

I I t^

2 1

Ю О IMCN I I

Ю

IM I I

Ю 17 Il

I I

OiO IM — H

I I

Ю

1 1

ZOZOZOZOZOZOZOZO

I I I I I I и

<М — —’<M<M<MCOCO ZOZOZOZOZOZOZOZO

ВЗПЗншшн

О" о" © о" о" о* о" о"

TfaoScoco-<мю

S

О Tx

Ж

S S

<а и

S й E — Cu S с а К

Ее

О К

Я

О а

CD

3

4 а a о о. с

1S

О a о >о

Ч

О ^ ¦

А <0

3

4 а a о О.

С

»3 .

О

X

О

=Tl

Ч

<\J

3 §

Ex

О •

А со

SS

А и а)

Go

S о

3

S X U <и

Ее e^ си

U

^r ее

« g

Sf «>

2 *

Ч о,

«о g

М s Hв

И S

Е. 5

И E-

Su

OOOOOOQOOOOOOOOO

© d © d d d о ©

MinN^-OOOO

Ооооаоооао^ооао

TO ©

I I

I I ц

I I

Ю ZO

Со"—"

О

© OO

Со

Со<м

F I

I iff

Ю

Ю©

-H <М

О"

Со <м оо zo —

Ol 00 — Ю Ю ZO

ZO ZO Ю IO ZO

(NoOMOO

©о©

OO IO ZO — <М —

©©о

ZO OO Ю

ZO IO IO IO ZO

VwjSS? <м со CO-=Tio Sjr -

И I I J «я SSS8S* *

© ю

Со со со

Zocozo

-H Tf

О о©

Tf —

11 1

О <м <м <м t^-

Со со Tf

ZO ZO ZO

-HlMlM ZO ZO ZO

— <м <м Tf ю со

I I

Coco <м

ZO ZO ZO

I ISoI

<м<м ©

S S ©"©с

Ю ZO ZO 00 00 OO

=U

ZOZO ZO

S S Jl-I -

Ю ю о © — СССР-,—

Обооо

Со со Ю Ю IO

OO QO О O^ —t

©_______

<М Tf <М OO OO OO

О

Ю

I

IQ Ю <М ZO

S

© IO

©

Ю

I

©

I

I 1?

I I I

T

Ю I

Tf

I

Я

0,4-

I

О"

I I I

Tf Ю©

— со о —

0,90-

4,50-

3,50-

О

4 о

CS

5

-0,83 -0,90

-1,15

©ю<м

Tf Tf <М

T T "7

Ю IO LO

Су. аз ©

Т

-1,05

-1,00

-0,90

I

S

03

I I со ©

ZO OO

I

S

I ( I

IO IO IO ININO

/ I I ОЮЮ OO OO о

О Аз

Ю

OO

©

00

А

О©

— — —

ООО

©

О

О

OJ

Е-© о

XX X ХЙ?|

Гч. 05 — H CO5kI OQ

Е m

Ю X аз

© S

C-,

Со X

.—. ТОО CT-S —Г 1OIO

OO

О

— !M со ZO ZO ZO

Со


Нерастворенная часть карбида ванадия оказывает барьер­ное действие на рост зерна. При принятом содержании ванадия в этих сталях (0,15—0,30%) граница образова­ния структуры перегрева повышается до 900—950 °С.

Подобные стали используют для изготовления метчи­ков, пил, зубил, отрезных матриц и пуансонов, ножей хо­лодной резки, подвергаемых местной закалке.

Стали с вольфрамом ХВ4, В2Ф имеют повышенное содержание углерода, что обеспечивает получение карби­да Me6С и мартенсита с высоким содержанием углерода, благодаря чему эти стали имеют после закалки наиболее высокую твердость (HRC 65—67) и износостойкость. Они применяются для обработки твердых металлов, например валков холодной прокатки, при небольшой скорости реза­ния.

В группу сталей глубокой прокаливаемости входят хромистые стали с более высоким содержанием хрома (1,4—1,7%) и стали комплексно легированные нескольки­ми элементами (хромом, марганцем, кремнием, вольфра­мом).

Хромистые стали 9X1, X по составу подобны подшипни­ковой стали ШХ15 и могут быть заменены ею (см. гл. XVI). Комплексно легированные стали 9ХС, ХГС, ХВГ обладают высокой прокаливаемостью. Особенно это отно­сится к сталям с марганцем, поэтому стали типа ХВГ при­меняют для крупного режущего инструмента, работающе­го при малых скоростях резания (протяжки, развертки, сверла и др.). Легирование кремнием позволяет повысить устойчивость против отпуска. Стали 9Х5ВФ и 8Х4В2М2Ф2 применяют для деревообрабатывающего режущего инстру­мента. Сталь 8Х4В2М2Ф2 является низколегированной быстрорежущей сталью. Она является полутеплостойкой, обладает достаточно хорошей теплопроводностью (из-за малого содержания вольфрама) по сравнению с инструмен­том из классических быстрорежущих сталей, что исклю­чает прижигание дерева при механической обработке его на больших скоростях. Однако существенным недостатком перечисленных легированных сталей является их низкая теплостойкость, что исключает возможность их применения для режущего инструмента, эксплуатируемого в тяжелых условиях, связанных с разогревом режущей кромки. В та­ких условиях работы можно применять лишь стали с вы­сокой теплостойкостью, т. е. быстрорежущие.