Штамповые стали для горячего деформирования




5ХНМ, 5ХГМ, 5ХНВ, 4ХСМФ, 3Х2В8Ф, 4Х5В2С

Это стали перлитного класса повышенной вязкости полутеплостойкие (5ХНМ, 5ХГМ, 5ХНВ) или повышенной теплостойкости (например, 3Х2В8Ф). Применяются для изготовления штампов, работающих при незначительной длительности соприкосновения с горячим металлом. Эти стали имеют хорошую прокаливаемость, высокую прочность и вязкость после закалки с температуры 760÷820 °С в масле и отпуска при 460÷540 °С. Твердость после отпуска 40÷45 НRС. Структура – троосто-сорбит отпуска. Эта структура стабильна при многократных нагревах до 600÷700 °С и обладает достаточной вязкостью.

Молибден повышает теплостойкость, прокаливаемость, уменьшает склонность к обратимой отпускной хрупкости.

Для штампов горячего прессования, имеющих длительный контакт с горячей поверхностью металла, используются стали повышенной теплостойкости 4Х3ВМФ, 3Х3М3Ф, 4Х5В2ФС.

Оборудование, инструменты и материалы для выполнения работы

Металлографические микроскопы МИМ-7, МИМ-8М, коллекции микрошлифов легированных сталей, альбомы фотографий микрошлифов.

 

Лекция 11. Особенности термообработки легированных сталей

 

 

Сложный состав легированных сталей заметно тормозит диффузионные процессы структурных превращений при термической обработке по сравнению с углеродистыми.

Легирующие элементы замедляют при отпуске процесс выхода из решётки мартенсита атомов углерода, смещая его в сторону более высоких температур, что особенно характерно при легировании стали хромом, молибденом, ванадием, вольфрамом, кобальтом и кремнием. Такие элементы как никель и марганец влияют незначительно.

Для получения близких по свойствам результатов отпуска углеродистой и одинаковой с ней по содержанию углерода низко- и среднелегированной стали легированную сталь нужно нагревать до более высокой температуры. В высоколегированных сталях с хромом, вольфрамом или мо­либденом в процессе отпуска при высоких температурах 500…600 °С повышение твердости проис­ходит в результате превращения остаточного аустенита и распада мартенсита с образованием диcперсных вторичных карбидов легирую­щих элементов. Обедненный углеродом остаточный аустенит превра­щается в мартенсит.

Для высоколегированных сталей карбидного класса превра­щение всего объема остаточного аустенита в мартенсит и полнота дисперсионного твердения обеспечиваются только многократным высокотемпе­ратурным отпуском (сталь PI8 – трехкратный отпуск продолжительностью по одному часу при тем­пературе 560 °С).

Так как структура отпущенной стали формируется в процессе выдержки при температуре отпуска, последующая скорость охлаждения углеродистой и большинства легированных сталей не оказывает влияния на структурное состояние и свойства.

Для обеспечения требуемых свойств стали легируют различными элементами, но особую роль в обеспечении повышенной твердости и прочности играют карбидообразующие элементы. Небольшое количество этих элементов при введении в сталь растворяется в цементите, замещая часть атомов железа, при этом образуется легированный цементит (например, FeMn3C). C увеличением содержания легирующего элемента выше предела растворимости образуются специальные карбиды типа Cr7C3, Mn3C и другие.

Легирующие элементы оказывают определенное влияние на положение критической точки Ас3 диаграммы состояния железоуглеродистых сплавов: никель, марганец, цинк понижают температуру Ас3; хром, кремний, ванадий, вольфрам, молибден, титан и др. – повышают ее. Таким образом, легирующие элементы и их количество определяют температуру нагрева под закалку легированных сталей (табл. 3.3).

Карбиды легирующих элементов обладают высокой твердостью. С повышением дисперсности карбидов возрастает твёрдость и прочность стали.Все легирующие элементы, кроме Mn, тормозят рост зерна аустенита: наиболее сильно V, Ti и Al, значительно W и Mo, слабо Ni и Si.

Величина зерна оказывает значительное влияние на ударную вязкость, особенно при низких температурах: увеличение размеров зерна значительно уменьшает вязкость стали.

Введение в сталь легирующих элементов увеличивает (за исключением, кобальта) устойчивость переохлажденного аустенита в области перлитного и бейнитного превращения (рис 3.5).

 

Таблица 3.3

Температура нагрева под закалку углеродистых и легированных сталей

 

Группа стали Содержание углерода, % Температура нагрева, °С
Углеродистая, марганцовистая, хромистая, молибденовая, хромомолибденовая, хромоникелевая (при содержании до 1,25 %Cr и до 2,0 %Ni) и никелемолибденовая. До 0,25 0,26-0,36 0,37-0,55 0,56-0,90  
Кремнистая, кремнемарганцовистая, хромокремнемарганцовистая, хромованадиевая, хромомарганцеванадиевая и хромомолибденованадиевая 0,15-0,24 0,25-0,44 0,45-0,65  
Хромомарганцетитановая и хромомарганцемолибденовая До 0,26  
Никелевая, хромоникелевая (при содержании более 1,24% Cr и более 2,0 % Ni) и хромоникельмолибденовая   До 0,25  

 

Рис. 3.5. Типичные диаграммы изотермического превращения переохлажденного аустенита легированных сталей (штриховая линия – углеродистая сталь): а – с небольшим количеством марганца (1-2%) или никеля (1-5%); б – низко- и среднелегированные конструкционные стали, содержащие хром и молибден; в – высоколегированные инструментальные стали (0,6%-0,9%С), содержащие хром, вольфрам и ванадий.

 

Повышение устойчивости переохлажденного аустенита умень­шает критическую скорость закалки легированных сталей (Vкр.лег.) по сравнению с углеродистыми (Vкр.уг.). Например, при введении 1,0 % Cr в сталь с 1 % С крити­ческая скорость закалки уменьшается в 2 раза, а при вве­дении 0,4 % Мо снижается с 200 °С/с до 50 °С/с. Сильно сни­жает критическую скорость закалки Мn и Ni, в меньшей степе­ни W.

Для многих легированных сталей критическая скорость закалки снижается до 20…30 °С/с и ниже, что обес­печивает получение мартенситной структуры при охлажде­нии в масле и на воздухе. Более медленное охлаждение при закалке создает мень­шие внутренние напряжения, что является повышающим кон­структивную прочность фактором.

Растворенные в аустените легирующие элементы понижают температуру начала мартенситного превращения Мн и температуру конца мартенситного превращения Мк легированных сталей по сравнению с углеродистыми. Следующие легирующие элементы в коли­честве 1% снижают температуру Мн: марганец на 45 °С, хром на 35 °С, никель на 26 °С, молибден на 25 °С, вольфрам на 30 °С. Легирующие элементы кобальт и алюминий, наоборот, повышают температуру Мн: кобальт на 12 °С, алюминий на 18 °С.

Температура конца мартенситного превращения Мк некоторых марок сталей, легированных марганцем, хромом, вана­дием и другими элементами, лежит ниже 0 °С, поэтому в этих сталях даже при небольшом содер­жании углерода после охлаждения до комнатной температуры может сохраниться значительное количество остаточ­ного аустенита. Для высоколегированных сталей с большим содержанием углерода (например, быстрорежущие) количест­во остаточного аустенита достигает 40 % и более.

Оста­точный аустенит может быть переведен в мартенсит ох­лаждением до температуры Мк непосредственно после закал­ки (обработка холодом) или посредством многократного вы­сокого отпуска (рис.3.6).

Высокая устойчивость переохлажденного аустенита ле­гированных сталей обеспечивает более глубокую прокаливаемость по сравнению с углеродис­тыми (углеродистые до 15 мм, хромистая сталь до 20 мм, хромомарганцевые до 40 мм). Легированные стали, содержащие бор в количестве 0,001-0,005 %, увеличивают прокаливаемость до 150 мм. Легированные конструкционные стали целесообразно приме­нять только для термически обрабатываемых деталей сечением более 30 мм. Чем больше размер детали, тем более ле­гированную сталь следует использовать для ее изготовления.

Для сталей карбидного ( ледебуритного) класса необходимы высокие температуры нагрева для возможно более полного растворения вторичных карбидов и получения высоколегированного аустенита (например, для стали быстрорежущей необ­ходим нагрев до температуры 1220…1290 °С).

 

 

Рис 3.6. Режимы термической обработки инструмента из

быстрорежущей стали Р18: а – закалка и трёхкратный отпуск;

б – закалка, обработка холодом, отпуск

 

Для высоколегированных сталей карбидного (ледебуритного) класса для обеспечения превращения в мартенсит всего объема остаточного аустенита необходимо провести отпуск при тем­пературе 500…600 °С два - три раза по одному часу. При многократном отпуске из остаточного аустенита выделяются дисперсные карбиды, легированость аустенита уменьшается и он претерпевает мартенситное превращение. Обычно применяют трехкратный отпуск при 550…57 °С в течение 45-60 мин.

Для сталей, содержащих повышенное количе­ство фосфора или марганца, кремния, хрома или же одновре­менно хром и никель или марганец при медленном охлажде­нии после отпуска, при температуре 500…550°С наблюдается значительное понижение вязкости. Такое же явление отмеча­ется для многих сталей и после отпуска при температуре 250…400°С при любой скорости охлаждения (рис.3.7).

Указанное понижение вязкости легированных сталей на­зывают отпускной хрупкостью 1-го рода (отпуск при 250…400 °С) и 2-го рода (отпуск при 500…650 °С). Отличительной особенностью отпускной хрупкости 1-го ро­да, возникающей в результате скопления по границам зе­рен выделившихся из мартенсита карбидов, является её необратимый характер. Повторный отпуск при той же темпе­ратуре не улучшает вязкость, хрупкость устраняется нагревом выше 400 °С, что приводит к снижению твердости.

 

 

Рис.3.7.Изменение ударной вязкости стали в зависимости от температуры отпуска: I - отпускная хрупкость 1-го рода, необратимая; II – отпу- скная хрупкость 2-го рода, обратимая

 

Существенным признаком отпускной хрупкости 2-го рода, возникающей только после медленного охлаждения с темпе­ратуры отпуска 500…650 °С, является её обратимость. Такая отпускная хрупкость устраняется повторным отпуском с последующим быстрым охлаждением. Хрупкость 2-го рода возникает в результате диффузии атомов легирующих элементов к грани­цам зерен, чтоне наблюдается при быстром охлаждении после отпуска (в масле или в воде). Предотвратить или снизить склонность к отпускной хрупкости 2-го рода возможно введением в сталь 0,2-0,3 % молибдена или 0,5 % вольфрама.

 



Поделиться:




Поиск по сайту

©2015-2024 poisk-ru.ru
Все права принадлежать их авторам. Данный сайт не претендует на авторства, а предоставляет бесплатное использование.
Дата создания страницы: 2017-04-20 Нарушение авторских прав и Нарушение персональных данных


Поиск по сайту: