2.4. Влияние легирующих элементов на структурные превращения и свойства сталей и сплавов при отпуске

Влияние легирующих элементов на распад мартенсита. Образование специальных карбидов и их коагуляция. Распад остаточного аустенита. Возврат и рекристаллизация матрицы. Дисперсионное упрочнение. Отпускная хрупкость стали.

2.4.1. Методические указания

При изучении темы необходимо особое внимание уделить влиянию легирующих элементов на кинетику распада мартенсита. До температур отпуска 150…200ºС легирующие элементы слабо влияют на кинетику распада мартенсита и существенно изменяют ее при более высоких температурах. В углеродистой стали углерод выделяется из мартенсита при 250…300ºС, а в сталях с карбидообразующими элементами этот процесс сдвигается в сторону более высоких температур (до 400…500ºС). Некарбидообразующие элементы (никель, медь) и слабый карбидообразующий элемент марганец практически не задерживают выделение углерода из мартенсита. Исключение из некарбидообразующих элементов составляет кремний, который заметно задерживает распад мартенсита. Значение температуры выделения специального карбида из мартенсита легированной карбидообразующими элементами стали тем выше, чем больше карбидообразующая способность элемента.

Необходимо обратить внимание, что только карбиды хрома могут образовываться в стали как через легированный цементит (хром имеет высокую растворимость в цементите – до 20%), так и непосредственно из твердого раствора – отпущенного мартенсита. Карбиды всех остальных элементов зарождаются непосредственно из α-раствора. С повышением температуры отпуска зародившиеся карбиды начинают коагулировать. В углеродистой стали коагуляция цементита начинается при температурах отпуска 350…400ºС, а в сталях, легированных карбидообразующими элементами, коагуляция начинается при отпуске 450…600ºС.

После закалки наряду с мартенситом в стали практически всегда остается остаточный аустенит. В закаленных конструкционных сталях количество аустенита 3…5% (иногда до 10…15%), в быстрорежущих сталях составляет 20…40% При отпуске легированных сталей остаточный аустенит может распадаться по промежуточной ступени (бейнит) либо превращаться в мартенсит при охлаждении от температуры отпуска. Легирующие элементы повышают температуру отпуска, при которой происходит превращение. В высоколегированных сталях, для которых характерна диаграмма изотермического распада аустенита с линией выделения избыточных специальных карбидов, при температуре отпуска 500…600ºС из остаточного аустенита выделяются специальные карбиды и при охлаждении образуется мартенсит. Остаточный аустенит может превращаться в мартенсит и при охлаждении после закалки ниже комнатной температуры.

Возврат и рекристаллизация матрицы при отпуске у легированных и специальных сталей отличается от углеродистых тем, что высокая плотность дефектов кристаллического строения сохраняется до более высоких температур.

При разработке технологии термической обработки легированных и специальных сталей и сплавов необходимо учитывать, что при отпуске закаленной легированной стали протекают два противоположных по влиянию на прочность процесса: разупрочнение вследствие распада мартенсита и упрочнение в результате выделения дисперсных частиц специальных карбидов. Для дисперсных частиц определенного фазового состава соотношение между упрочнением и разупрочнением, т.е. результирующая прочность, будет зависеть от содержания легирующего элемента, образующего дисперсную упрочняющую фазу. Минимальная концентрация легирующего элемента, при которой упрочнение преобладает над разупрочнением, зависит от содержания углерода и типа образуемого карбида.

Конструкционные стали, подвергаемые закалке и отпуску, имеют склонность к отпускной хрупкости. После отпуска при определенных температурах и условиях наблюдается повышение температуры хладноломкости, ударной вязкости. Различают два рода отпускной хрупкости. Отпускная хрупкость I рода, или необратимая, проявляется при отпуске около 300ºС, и отпускная хрупкость II рода, или обратимая, обнаруживается после отпуска выше 500ºС. Легирующие элементы, за исключением кремния, не влияют существенно на развитие хрупкости I рода. Кремний сдвигает интервал развития хрупкости в область более высоких температур отпуска (350…450ºС). Отпускная хрупкость I рода не зависит от скорости охлаждения. На практике для исключения охрупчивания стали избегают проведения отпуска в области опасных температур. Обратимая отпускная хрупкость (II рода) присуща легированным и специальным сталям после высокого отпуска при 500…650ºС и медленного охлаждения от температуры отпуска. Легирование стали хромом, никелем, марганцем усиливает отпускную хрупкость II рода. При выполнении контрольной работы можно предложить методы борьбы с обратимой отпускной хрупкостью:

1 – легирование стали молибденом (0,2…0,4%) или вольфрамом в количестве, в три раза большем (0,6…1,2%);

2 – ускоренное охлаждение (вода или масло) после высокого отпуска;

3 – снижение содержания вредных примесей, особенно сурьмы и фосфора.

12. Классификация сталей по структуре после нормализации - перлитные и мартенситные инструментальные стали, их характеристика.

Перлитный класс - сталь, имеющая после нормализации структуру перлит (сорбит или тростит), перлит (сорбит или тростит) + феррит, перлит (сорбит или тростит) + заэвтектоидные карбиды (строительные, конструкционные и инструментальные углеродистые и низколегированные стали).

Мартенситный класс - сталь со сниженной критической скоростью закалки, имеющая после охлаждения на воздухе мартенситную структуру ( высоколегированная конструкционная, инструментальная и некоторые марки нержавеющей стали).

После охлаждения на спокойном воздухе (нормализации) выделяют три основных класса сталей: перлитный, мартенситный, аустенитный.

Наличие трех классов обусловлено тем, что по мере увеличения содержания легирующих элементов устойчивость аустенита в перлитной области возрастает, а температурная область мартенситного превращения понижается (А→М).

Для сталей перлитного класса характерно относительно малое содержание легирующих элементов. Согласно термокинетической диаграмме у легированных сталей перлитного класса (как и для углеродистых) скорость охлаждения на воздухе будет пересекать область перлитного распада аустенита и будут получаться двухфазные структуры в результате А→П превращения (рис. 12).

Рис. 12. Схема влияния легирующих элементов и скорости непрерывного охлаждения аустенита на характер образующихся продуктов превращения в сталях (Р18, углеродистых)

У сталей мартенситного класса область перлитного распада (А→П) сдвигается вправо (рис. 12). Поэтому при охлаждении на воздухе аустенит переохлаждается без распада до температур мартенситного превращения (А→М). В результате сталь имеет мартенситную структуру. Быстрорежущие стали, закаленные на воздухе, относятся к мартенситному классу. На рис. 12 показано смещение вправо критической скорости стали Р18, которая имеет мартенситную структурную составляющую после закалки на воздухе.

Дальнейшее увеличение содержания углерода и легирующих элементов не только сдвигает область перлитного превращения вправо, но и снижает температуру мартенситного превращения в область отрицательных температур. В этом случае сталь будет иметь микроструктуру аустенита после охлаждения на воздухе до 20 °С. Следует отметить, что рассмотренная классификация условна и относится к случаю охлаждения на воздухе образцов относительно небольших размеров.

По мере увеличения содержания легирующих элементов устойчивость аустенита в интервале температур перлитного превращения возрастает, а температурная область мартенситного превращения понижается. Это схематично отражено на диаграмме распада аустенита (рис.1)

Рис.1. Диаграмма изотермического распада аустенита для сталей трёх классов (схема).

В зависимости от содержания легирующих элементов и углерода при заданной скорости охлаждения (на воздухе) можно получить разную структуру.

Стали перлитного класса характеризуются небольшим содержанием легирующих элементов (менее 5...7%). Для них, как и для углеродистых сталей, кривая скорости охлаждения при нормализации будет пересекать С-кривые перлитного распада. Следовательно, будут получаться структуры перлитного типа: перлит, сорбит, тростит.

Стали мартенситного класса содержат большее количество легирующих элементов (обычно 7... 15 %). В присутствии никеля, даже при общем количестве легирующих элементов около 5 %, сталь может относиться к мартенситному классу. Содержание углерода в сталях мартенситного класса обычно не превышает 055 %, Область перлитного распада в этих сталях сдвинута вправо, поэтому охлаждение на воздухе приводит к переохлаждению аустенита до температур мартенситного превращения, где и происходит образование мартенсита.

Стали аустенитного класса содержат более 15 % легирующих элементов, в том числе не менее 8 % никеля или около 13 % марганца. В большинстве этих сталей содержание углерода не превышает 0,2 %. Легирующие элементы (особенно никель), растворяясь в аустените, очень сильно повышают его устойчивость. При этом не только сдвигается вправо область перлитного распада, но и точка начала мартенситного превращения снижается в область отрицательных температур. В результате сталь, охлажденная на воздухе до комнатной температуры, сохраняет аустенитную структуру.

Стали ферритного класса содержат от 17 до 30 % хрома или не менее 2,5% кремния. Это малоуглеродистые стали, в которых процент углерода не превышает 0,2. Растворяясь в феррите, хром очень сильно повышает его устойчивость. Такие стали практически не имеют фазовых превращений при нагреве вплоть до плавления, то есть сохраняют ферритную структуру во всех интервалах температур.

К сталям карбидного (ледебуритного) класса относятся высокоуглеродастые (более 0,7 % С), легированные большим количеством карбидообразующих элементов, преимущественно вольфрамом, ванадием, молибденом, хромом. Легирующие элементы образуют с углеродом большое количество специальных карбидов. Уже в процессе кристаллизации стали образуются карбиды, входящие в состав эвтектики, напоминающей ледебурит. При охлаждении на в сталях карбидного класса, подобно сталям мартенситного класса, основа структуры получается мартенситной.

Стали перлитного класса с различным содержанием углерода нашли широкое применение как конструкционные материалы для изготовления различных конструкций и деталей машин. Для изготовления конструкций применяют преимущественно низколегированные стали с невысоким содержанием углерода, что обеспечивает им хорошую свариваемость.

Стали предназначенные для изготовления деталей машин и приборов, разделяют в зависимости от применяемой к ним термообработки на цементуемые (содержат не более 0,25 %С) и улучшаемые (0.25... 0,5%С). Детали из цементуемых сталей подвергают цементации, закалке и низкому отпуску. В результате получается твёрдая, износостойкая поверхность (НКС 56... 62), со структурой высокоуглеродистого мартенсита и более мягкая, вязкая сердцевина (НЕС 15...45) со структурой малоуглеродистого мартенсита.

Детали из улучшаемых сталей подвергают закалке в масле и высокому отпуску. Такая термообработка называется улучшением. Закалка даёт мартенситную структуру. Мартенсит при высоком отпуске распадается на сорбит., сочетающий достаточную прочность с повышенной вязкостью. Такие детали хорошо работают в условиях динамических нагрузок.

Стали, легированные кремнием, марганцем и некоторыми другими элементами и содержащие 0,5...0,65 %С, используются для изготовления пружин и рессор. Они подвергаются закалке и среднему отпуску на тростит, который обеспечивает хорошую упругость и прочность.

К перлитному классу принадлежат и шарикоподшипниковые стали. Это высокоуглеродистые стали, легированные небольшим количеством хрома (не более 1,5 %). Закалка и низкий отпуск обеспечивают им мартенситную структуру, прочность и износостойкость.

Кроме деталей машин из легированных сталей перлитного класса с высоким содержанием углерода (более 0,8 %) изготавливают режущий и мерительный инструмент. Такой инструмент подвергается неполной закалке и низкому отпуску. Приобретая высокую твёрдость и износостойкость, инструмент, однако, не обладает достаточной теплостойкостью. Некоторые марки перлитных сталей используют для изготовления инструмента для горячего деформирования. Пониженное по сравнению с другими инструментальными сталями содержание углерода (от 0,3 до 0,7%) позволяет получить достаточную вязкость, т.к. такой инструмент часто работает с ударными нагрузками.

Легирующие элементы в сталях перлитного класса не оказывают существенного влияния на структуру. В основном они способствуют увеличению прокаливаемости и тем самым дают возможность получить высокие механические свойства в деталях больших сечений.

Среди сталей мартенситного класса широкое применение находят стали, содержащие около 13 % хрома и до 0,4 % углерода. При содержании хрома более 12,5 % сталь становится коррозионностойкой. Стали этой группы хорошо сопротивляются атмосферной коррозии и коррозии в среде водяного пара, т.е. являются нержавеющими из них изготавливают различные детали машин, требующие повышенной прочности и коррозионной стойкости, а также некоторые виды инструмента. Упрочнение достигается закалкой в масле или на воздухе на структуру мартенсита. Отпуск в зависимости от назначения может быть высоким (для деталей машин) или низким (для инструмента).

Набольшее применение среди сталей аустенитного класса находят хромоникелевые стали, содержащие около 18 % хрома и 8.., 10 % никеля (углерода не более 0,2 %). Эти стали имеют более высокую коррозионную стойкость, чем хромистые стали мартенситного класса. В нормализованном состоянии эти стали имеют структуру, состоящую из аустенита и небольшого количества карбидов типа (FeCr)23C6. При нагреве под закалку (так называемая аустенизацня) карбиды растворяются в аустените, и при резком охлаждении в воде фиксируется однофазная аустенитная структура. Однофазные структуры характеризуются более высокой коррозионной стойкостью, т.к. в этом случае уменьшается вероятность образования микрогальванических пар, вызывающих электрохимическую коррозию. Закалка аустенитных сталей не является упрочняющей операцией.

13. Карбидная фаза в легированных инструментальных сталях, ее влияние на свойства.

Карбидная фаза в легированных сталях

По отношению к углероду легирующие элементы подразделяют на две группы:

1) графитизирующие элементы: Si, Ni, Cu, Al;

2) карбидообразующие элементы:

Fе → Mn → Cr → Mo → W → Nb → V → Zr → Ti – расположены по возрастающей степени сродства к углероду и устойчивости карбидных фаз.

Элементы Fe, Mn, Cr, Mo, W – образуют сложные карбиды, которые легко растворяются в аустените.

Nb, V, Zr, Ti – образуют специальные карбиды, трудно растворимые в аустените.

При таком содержании в стали Mn, Cr, W, Mo, они растворяются в цементите, замещая часть атомов Fе и образуя легированный цемент: (Fе,М)₃С, где М – легирующий элемент.

Мn может заместить в решетке цементита все атомы Fе: Fе₃С → Mn₃C;

Cr – до 2,5% ат (Fе,Cr)₃С;

Мо – до 3% ат (Fе,Мо)₃С;

W – до 0,8ч1,0% ат (Fе,W)₃С, если в стали большее содержание легированного элемента, то происходит образование специальных карбидов.

При повышенном содержании Cr, W, Mo в зависимости от содержания углерода в стали могут образоваться специальные карбиды.

При содержании Cr > 2,5% образуется специальный карбид Cr₇С₃ (М₇С₃ – общий вид), часть атомов Cr может быть заменена атомами железа (Cr,Fе)₇С₃ (до 55% Fе).

При еще больших содержаниях Cr (> 10ч12%) образуется карбид (Cr, Fе)₂₃С₆, (М₂₃С₆) (Fе до 35%).

Возможно образование сложных карбидов:

Fе₃Мо₃С в общем виде: М₆С, М₄С

Fе₂Мо₂С

Fе₃W₃С

Fе₂W₂С.

Приняты следующие обозначения карбидов: М₃С (карбид цементитного типа), М₂₃С₆, М₇С₃, М₆С, М₄С, МС.

Карбиды в сталях можно разделить на две группы:

1-я группа: М₃С, М₇С₃, М₂С₆, М₆С (М₄С) – имеют сложное кристаллическое строение, легко растворяются в аустените при нагреве.

2-я группа: МС, М₂С,VC, TiC, NbC, TаC, ZrC, Mo₂C, W₂C, WC – все это твердые растворы вычитания (недостаток углерода), имеют кубический тип решетки. При нагреве не растворяются в аустените.

Отличаются эти карбиды высокой температурой плавления, высокой твердостью. Микротвердость TiC: Нм2800 – 3200.

Интерметаллические соединения. Образуются при большом содержании легирующего элемента: Fе₇Мо₇, Fе₇W₆, Fe₃Nb₂, FeTi, FeCr, FeV, FeCrMo.

Легирующие элементы слабо влияют на кинетику распада мартенсита до температур отпуска 150-200°С и существенно изменяют ее при более высоких температурах. Карбидообразующие элементы (Сr, Мо, W, V, Nb) сильно замедляют распад мартенсита – выделение из него углерода. Если в углеродистой стали практически весь углерод выделяется из мартенсита при 250-300°С, то в сталях с карбидообразующими элементами этот процесс сдвигается в сторону более высоких температур (до 400-500°С). Такое влияние этих элементов, очевидно, связано с уменьшением термодинамической активности углерода в растворе, т.е. с увеличением сил связи между атомами углерода и карбидообразующего элемента в растворе.

КАРБИДНАЯ ФАЗА В ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЯХ

В сталях карбиды образуются только металлами, расположенными в

периодической системе элементов левее железа. Эти металлы имеют менее достроенную

d-электронную полосу. Чем левее расположен в периодической системе

карбидообразующий элемент, тем менее достроена его d-полоса. Вместе с тем,

многочисленные опыты показывают, что, чем левее в периодической системе расположен

элемент, тем более устойчив карбид.

В процессе карбидообразования углерод отдает свои валентные электроны на

заполнение d-электронной полосы атома металла. Только металлы с d-электронной

полосой, заполненной меньше, чем у железа, являются карбидообразующими; активность

их как карбидообразователей тем сильнее и устойчивость образующихся карбидных фаз

тем больше, чем менее достроена d-полоса у металлического атома. Фактически мы

встречаемся в сталях лишь с карбидами шести видов:

M3C

M23C6

MC

карбиды I группы

карбиды II группы

M7C3

M2C

M6C

где под М подразумевается сумма карбидообразующих элементов.

Карбиды, отнесенные в I группу, имеют сложную кристаллическую структуру.

Особенность строения карбидов П группы заключается в том, что они имеют простую

кристаллическую решетку и кристаллизуются обычно со значительным дефицитом по

углероду. Карбиды П группы трудно растворимы в аустените. Это значит, что при нагреве

(даже очень высоком) они могут не перейти в твердый раствор. Карбиды I группы легко

растворяются в аустените.

Все карбидные фазы обладают высокой температурой плавления и высокой

твердостью. Карбиды П группы в этом отношении превосходят карбиды I группы.

Порядок растворения карбидов в аустените определяется их относительной

устойчивостью, а степень перехода в раствор - их количеством.

14.Основные свойства инструментальных сталей после предварительной термообработки заготовок. Требуемая структура.

Предварительная термическая обработка применяется для уменьшения деформации (в 1,5–2 раза) деталей из углеродистых сталей при последующей закалке. Она заключается в предварительной закалке с 740–770 °С с охлаждением в масле и последующем отпуске при 600 °С (1 ч).

Предварительная термическая обработка (ПТО) основана на явлении магнитострикционного эффекта при нагреве и охлаждении сталей из межкритического интервала температур (Ac1 - Ас3). Такая закалка сопровождается закрытием микропор и повышением плотности с последующим увеличением прочности, твердости после окончательной термической обработки инструментальных сталей [1].

Кроме того, снижается деформация и коробление деталей при закалке, улучшается обрабатываемость резанием и давлением заготовок, повышается эксплуатационная стойкость инструмента в 1,5-2,0 раза

Окончательная термическая обработка состоит из закалки и низкого отпуска, режимы которых указаны в табл. 3. Структура закаленной стали состоит из мартенсита с мелкими карбидами.

Мелкие инструменты (диаметром до 120 и длиной до 250 мм) целесообразно нагревать под закалку в соляных ваннах (70 % BaCl2 + 30 % NaCl), так как при этом не надо защищать детали от окисления и обезуглероживания.

При нагреве более крупного инструмента в камерных печах без защитной атмосферы необходимо применять для его защиты упаковочные материалы, например для сталей с температурой закалки до 900 °С — древесный уголь + карбюризатор или смесь свежей и пережженной чугунной стружки. Время выдержки на 1 мм диаметра (толщины): 20–35 с при нагреве в ванне и 50–80 с при нагреве в печи.

Углеродистые стали имеют высокую критическую скорость закалки — порядка 200–300 °С/с. Замедление охлаждения при закалке недопустимо, так как приводит к частичному распаду аустенита при температурах перлитного интервала и, как следствие, к появлению мягких пятен.

Поэтому только инструменты малого диаметра могут после закалки в воде прокаливаться насквозь.

Инструменты крупных размеров при закалке в воде и водных растворах солей, кислот и щелочей, охлаждающая способность которых выше, чем воды, закаливаются на мартенсит лишь в тонком поверхностном слое. Структура же глубинных зон инструментов представляет собой продукты распада аустенита перлитом в интервале температур. Сердцевина инструментов, имеющих такую структуру, является менее хрупкой по сравнению с мартенситной структурой. Поэтому инструменты, имеющие такую сердцевину, лучше переносят толчки и удары по сравнению с инструментами, закаленными насквозь на мартенсит.

Углеродистые стали целесообразно применять для инструментов небольшого сечения (до 5 мм), которые можно закаливать в масле и достигать при этом сквозной прокаливаемости, а также для инструментов диаметром или толщиной 18–25 мм, в которых режущая часть приходится только на поверхностный слой, например напильники, зенкера, метчики.

Углеродистые инструментальные стали отпускают при температурах не более 200 °С во избежание снижения твердости. Твердость окончательно термически обработанного инструмента из углеродистых сталей обычно лежит в интервале 57–63 HRCЭ, а прочность при изгибе составляет 1800–2700 МПа.

Достоинствами углеродистых инструментальных сталей является низкая стоимость, хорошая обрабатываемость давлением и резанием в отожженном состоянии.

Их недостатками являются невысокие скорости резания, ограниченные размеры инструмента из-за низкой прокаливаемости и его значительные деформации после закалки в воде.

Режим термической обработки оказывает существенное влияние на структуру, физико-механические и эксплуатационные характеристики инструментальных сталей для штампов горячего деформирования.

Для улучшения обрабатываемости резанием и подготовки структуры к окончательной термической обработке инструментальных сталей их подвергают предварительной термической обработке (отжигу и высокому отпуску). Предварительная термическая обработка преследует цель: снизить твердость поковок для улучшения обрабатываемости резаньем; измельчить зерно и обеспечить равномерное распределение структурных составляющих; снизить уровень остаточных напряжений. Операция отжига заключается в нагреве на 20-40ºС выше критической точки Ас3 (доэвтектоидная сталь) или Ас1 (заэвтектоидная сталь), выдержке при этой температуре до полного завершения фазовых превращений и медленного охлаждения для обеспечения распада аустенита в области высоких температур.

По структурному признаку стали умеренной теплостойкости и повышенной вязкости относятся к доэвтектоидной или близки к эвтектоидным. Структура после отжига – пластинчатый или зернистый перлит. Карбидная фаза, содержание которой не превышает 7 – 9% представлена легированным цементитом. Твердость после отжига составляет 2170-2550 НВ.

При нагреве штампов под закалку необходимо обеспечить превращение исходной структуры (перлита) в аустенит, поэтому температура нагрева должна быть выше Ас3. При этом обеспечивается полное растворение цементита и легирование аустенита углеродом и легирующими элементами, содержащимися в карбидах, а следовательно, и высокая твердость мартенсита после закалки. Легированный аустенит парамагнитен, обладает большим коэффициентом теплового расширения. Легирующие элементы, в том числе азот и углерод, растворимость которого в аустените при нормальной температуре достигает 1%, повышают его прочность при нормальной и высокой температурах, уменьшают предел текучести. Легированный аустенит является основной составляющей (матрицей) многих коррозионностойких, жаропрочных и немагнитных сплавов. Он легко наклепывается, то есть быстро и сильно упрочняется под действием холодной деформации.

Дальнейшее повышение температуры нагрева под закалку приводит лишь к росту зерна аустенита и соответственно к увеличению размеров мартенситных игл после закалки и снижению механических свойств и снижению механических характеристик сталей.

15.Основные свойства инструментальных сталей, имеющие определяющие значение для всех видов инструментов после окончательной термообработки

ермическая обработка углеродистых инструментальных сталей состоит из двух этапов: предварительная и окончательная.

Предварительная термическая обработка применяется для уменьшения деформации (в 1,5–2 раза) деталей из углеродистых сталей при последующей закалке. Она заключается в предварительной закалке с 740–770 °С с охлаждением в масле и последующем отпуске при 600 °С (1 ч).

Окончательная термическая обработка состоит из закалки и низкого отпуска, режимы которых указаны в табл. 6.3.

Мелкие инструменты (диаметром до 120 и длиной до 250 мм) целесообразно нагревать под закалку в соляных ваннах (70 % BaCl2 + 30 % NaCl), так как при этом не надо защищать детали от окисления и обезуглероживания.

При нагреве более крупного инструмента в камерных печах без защитной атмосферы необходимо применять для его защиты упаковочные материалы, например для сталей с температурой закалки до 900 °С — древесный уголь + карбюризатор или смесь свежей и пережженной чугунной стружки (более подробно см. [1]).

Время выдержки на 1 мм диаметра (толщины): 20–35 с при нагреве в ванне и 50–80 с при нагреве в печи.

Углеродистые стали имеют высокую критическую скорость закалки — порядка 200–300 °С/с. Замедление охлаждения при закалке недопустимо, так как приводит к частичному распаду аустенита при температурах перлитного интервала и, как следствие, к появлению мягких пятен.

Поэтому только инструменты малого диаметра могут после закалки в воде прокаливаться насквозь.

Инструменты крупных размеров при закалке в воде и водных растворах солей, кислот и щелочей, охлаждающая способность которых выше, чем воды, закаливаются на мартенсит лишь в тонком поверхностном слое. Структура же глубинных зон инструментов представляет собой продукты распада аустенита перлитом в интервале температур. Сердцевина инструментов, имеющих такую структуру, является менее хрупкой по сравнению с мартенситной структурой. Поэтому инструменты, имеющие такую сердцевину, лучше переносят толчки и удары по сравнению с инструментами, закаленными насквозь на мартенсит.

Углеродистые стали целесообразно применять для инструментов небольшого сечения (до 5 мм), которые можно закаливать в масле и достигать при этом сквозной прокаливаемости, а также для инструментов диаметром или толщиной 18–25 мм, в которых режущая часть приходится только на поверхностный слой, например напильники, зенкера, метчики. глеродистые инструментальные стали отпускают при температурах не более 200 °С во избежание снижения твердости. Твердость окончательно термически обработанного инструмента из углеродистых сталей обычно лежит в интервале 57–63 HRCЭ, а прочность при изгибе составляет » 1800–2700 МПа.

Достоинствами углеродистых инструментальных сталей является низкая стоимость, хорошая обрабатываемость давлением и резанием в отожженном состоянии.

Их недостатками являются невысокие скорости резания, ограниченные размеры инструмента из-за низкой прокаливаемости и его значительные деформации после закалки в воде.

Термическая обработка. Высокую твердость и теплостойкость при удовлетворительной прочности и вязкости инструменты из быстрорежущих сталей приобретают после закалки и многократного отпуска.

Закалка. При нагреве под закалку необходимо обеспечить максимальное растворение в аустените труднорастворимых карбидов вольфрама, молибдена и ванадия. Такая структура увеличивает прокаливаемость и позволяет получить после закалки высоколегированный мартенсит с высокой теплостойкостью. Поэтому температура закалки очень высокая и составляет » 1200–1300 °С

Для предотвращения образования трещин и деформации инструмента из–за низкой теплопроводности сталей нагрев под закалку проводят с одним или двумя подогревами в расплавленных солях: первый — при 400–500 °С, второй — при 800–850 °С. Окончательный нагрев также проводят в соляной ванне (BaCl2) c очень малой выдержкой при Тз: 10–12 с на 1мм толщины инструмента из сталей типа «Р» и 30–60 с для сталей типа В11М7К23. Это позволяет избежать роста аустенитного зерна (не крупнее № 10), окисления и обезуглероживания.

Инструменты простой формы закаливают в масле, а сложной — в растворах солей (KNO3) при 250–400 °С.

После закалки структура быстрорежущей стали (рис. 6.1, в) состоит из высоколегированного мартенсита, содержащего 0,3–0,4 % С, не растворенных при нагреве избыточных карбидов, и около 20–30 % остаточного аустенита. Последний снижает твердость, режущие свойства инструмента, ухудшает шлифуемость, и его присутствие нежелательно.

Отпуск. При многократном отпуске из остаточного аустенита выделяются дисперсные карбиды, легированность аустенита уменьшается, и он претерпевает мартенситное превращение. Обычно применяют трехкратный отпуск при 550–570 °С в течение 45–60 мин. Режим термической обработки инструмента из быстрорежущей стали Р18 приведен на рис. 6.2. Число отпусков может быть сокращено при обработке холодом после закалки, в результате которой уменьшается содержание остаточного аустенита. Обработке холодом подвергают инструменты сравнительно простой формы. Твердость после закалки HRCЭ 62–63, а после отпуска она увеличивается до HRCЭ 63–65.

Поверхностная обработка. Для дальнейшего повышения твердости, износостойкости и коррозионной стойкости поверхностного слоя режущих инструментов применяют такие технологические операции, как цианирование, азотирование, сульфидирование, обработку паром и другие технологии поверхностного упрочнения. Их выполняют после окончательной термообработки, шлифования и заточки инструментов.

16. Влияние термической обработки и легирующих элементов на твердость инструментальных сталей . Методы определения твердости

Легирующие элементы – химические элементы, специально вводимые в сталь для получения заданных свойств. Улучшают механические, физические и химические свойства основного материала.

Основным легирующим элементом является хром (0,8…1,2)%. Он повышает прокаливаемость, способствует получению высокой и равномерной твердости стали. Порог хладоломкости хромистых сталей — (0…-100)oС.

Дополнительные легирующие элементы:

Бор — 0.003%. Увеличивает прокаливаемость, а такхе повышает порог хладоломкости (+20…-60 oС.

Марганец – увеличивает прокаливаемость, однако содействует росту зерна, и повышает порог хладоломкости до (+40…-60)oС.

Титан (см. Титан и его сплавы) (~0,1%) вводят для измельчения зерна в хромомарганцевой стали.

Введение молибдена (0,15…0,46%) в хромистые стали увеличивает прокаливаемость, снижает порог хладоломкости до –20…-120oС. Молибден увеличивает статическую, динамическую и усталостную прочность стали, устраняет склонность к внутреннему окислению. Кроме того, молибден снижает склонность к отпускной хрупкости сталей, содержащих никель.

Ванадий в количестве (0.1…0.3) % в хромистых сталях измельчает зерно и повышает прочность и вязкость.

Введение в хромистые стали никеля, значительно повышает прочность и прокаливаемость, понижает порог хладоломкости, но при этом повышает склонность к отпускной хрупкости (этот недостаток компенсируется введением в сталь молибдена). Хромоникелевые стали, обладают наилучшим комплексом свойств. Однако никель является дефицитным, и применение таких сталей ограничено.Значительное количество никеля можно заменить медью, это не приводит к снижению вязкости.

Термической обработкой стали называют процессы нагрева и охлаждения, проведенные

по определенному режиму, для направленного изменения ее структуры с целью по-лучения

необходимых эксплуатационных свойств.

Возможность влияния термической обработки на структуру и свойства сталей и сплавов

определяется вторичной кристаллизацией, которая в соответствии с диаграммой состояния Fe -

Fe3С (рис. 3) происходит по линиям GS, SE и РК.

Вторичная кристаллизация при медленном охлаждении происходит в полном соответствии

с диаграммой состояния характеризуется следующими этапами:

1) превращение аустенита в феррит;

2) выделение из аустенита мельчайших частиц цементита;

3) укрупнение частиц цементита, размеры которых меняются от долей микрона до

нескольких микрон.

Реализация всех трех этапов вторичной кристаллизации приводит в соответствии с

диаграммой состояния к образованию структурной составляющей - перлита.

Существенное значение для протекания вторичной кристаллизации имеют условия

охлаждения. Незначительная степень переохлаждения или весьма медленное охлаждение

обеспечивают получение равновесных структур. Чем больше степень переохлаждения аустенита

или скорость его охлаждения, тем более неравновесна структура получаемой стали. Изменяя

условия охлаждения, можно получить различные модификации перлита, а именно, сорбит,

троостит или мартенсит, что существенно влияет на свойства сталей и сплавов.

Сорбит получают при скорости охлаждения около 50 град./сек. При образовании этой

структуры протекание всех перечисленных выше этапов происходит, но достаточно ограниченно.

Толщина образовавшихся при этом пластинок цементита - 0,1...0,5-10-8 м. Твердость сорбита

250...350 НВ.

Троостит образуется при скорости охлаждения 50...100 град./сек. При такой скорости

охлаждения возможны только первый и второй этапы вторичной кристаллизации. Пластинки

цементита в троостите не превышают по толщине 1-10-10 м. Твердость троостита 350...450 НВ.

Мартенсит стали - пересыщенный метастабильный твердый раствор внедрения углерода

в a-Fe с искаженной кристаллической решеткой, получаемый при скорости охлажде-ния 150...200

град./сек. Минимальную скорость охлаждения, при которой весь аустенит переохлаждается и

превращается в мартенсит, называют критической скоростью закалки. При нагреве мартенсит

переходит в более устойчивые структуры: троостит, сорбит и перлит.

Мартенсит стали получается путем реализации только первого этапа вторичной

кристаллизации и имеет характерное пластинчатое, под микроскопом - игольчатое,

строение. Рост пластин путем сдвига происходит мгновенно со скоростью около 1000 м/с по

бездиффузионному механизму, так как диффузионный переход атомов из кристаллов аустенита в

мартенсит при низких температурах невозможен.

Мартенсит имеет наибольший удельный объем по сравнению с другими структурными

составляющими стали, и, особенно, с аустенитом. Увеличение удельного объема при

образовании мартенсита приводит к возникновению при закалке больших внутренних

напряжений, вызывающих деформацию изделий или даже появление трещин.

При образовании мартенсита получают максимальные твердость (НВ 180...650) и хрупкость

при минимальных плотности и вязкости. Твердость мартенсита возрастает с увеличением

содержания в нем углерода. Однако увеличение содержания углерода повышает склонность

мартенсита к хрупкому разрушению.

Основные виды термической обработки стали - отжиг, закалка и отпуск.

Отжиг стали - термическая обработка, включающая при полном отжиге нагрев до

температуры выше верхних критических точек на 30...50°С, выдержку при такой температуре до

полного прогрева металла и последующее очень медленное охлаждение (вместе с охлаждаемой

печью). При неполном отжиге нагрев стали производится до температур выше нижних

критических точек на 30...50°С, а при низкотемпературном отжиге - до температур, лежащих

ниже нижних критических точек. При неполном и низкотемпературном отжигах происходит

только частичная перекристаллизация. Структура стали после отжига образуется в полном

соответствии с диаграммой состояния железоуглеродистых сплавов.

Отжиг стали производится в тех случаях, когда необходимо уменьшить твердость,

повысить пластичность и вязкость, ликвидировать последствия перегрева, получить равновесное

состояние, улучшить обрабатываемость при резании.

Разновидностями отжига сталей являются нормализационный и изотермический отжиги.

Нормализационный отжиг (нормализация} - вид термической обработки стали, за-

ключающийся в нагреве до температуры на 30...50°С выше верхних, критических точек, вы-

держке и охлаждении на спокойном воздухе. В результате нормализации стали с содержанием

углерода менее 0,3% приобретают ферритно-перлитную структуру, а стали с содержанием

углерода 0,3...0,7% - сорбитную.

Нормализация применяется в тех случаях, когда необходимо получить мелкозернистую

однородную структуру с более высокой твердостью и прочностью, но с несколько меньшей

пластичностью, чем после отжига. При нормализации в заэвтектоидных сталях устраняется

цементитная сетка, поэтому ею часто заменяют полный или неполный отжиг при подготовке

углеродистых сталей к механической обработке. Нормализация более производительный и

экономичный процесс, чем отжиг.

Изотермический отжиг - вид термической обработки стали, заключающийся в нагреве

стали до температуры, на 30...50°С превышающей верхнюю критическую точку, выдержке

при этой температуре, а затем переносе детали в другую печь с заданной температурой (ниже

верхней критической точки) и изотермическую выдержку ее до полного распада аустенита.

Изотермический отжиг улучшает обрабатываемость резанием и применяется для деталей и

заготовок небольших размеров.

Закалка стали - термическая обработка, включающая нагрев до температур выше верхних

критических точек на 30...50°С, выдержку при этих температурах до полного прогрева металла

и последующее очень быстрое его охлаждение. В результате закалки в стали из аустенита

образуется мартенсит. Стали, подвергающиеся закалке, характеризуются закаливаемостью и

прокаливаемостью.

Закаливаемость - способность стали повышать твердость в результате закалки.

Прокаливаемость - способность стали образовывать закаленный слой со структурой

мартенсита и высокой твердостью. Прокаливаемость образца характеризуется максимально

получаемой твердостью по сечению изделия (образца). При неполной прокаливаемости ее

конкретная величина определяет возможность получения при закалке материала с установ-

ленным значением твердости на определенной глубине. Полная прокаливаемость, то есть

наличие мартенситной структуры по всему сечению изделия, называется сквозной.

Стали с малым содержанием углерода закалить на мартенсит очень трудно, так как

начало и конец процесса образования мартенсита происходит в области высоких температур,

соответствующих образованию других, более устойчивых структур (троостит, сорбит).

Прокаливаемость обыкновенной углеродистой стали распространяется на 5...7 мм.

Микроструктура закаленной стали зависит от ее химического состава и условий закалки

(температуры нагрева и режима охлаждения). Закалка стали с содержанием углерода до

0,025...0,03% задерживает выделение третичного цементита по границам зерен и не меняет

структуру феррита. Такая закалка повышает пластичность и почти не изменяет прочностных

характеристик.

Микроструктура стали с 0,08...0,15% С (с нагревом выше верхних критических точек и

охлаж-дением в воде) представляет собой низкоуглеродистый мартенсит с выделениями феррита.

Дальнейшее увеличение содержания углерода (0,15...0,25%) при тех же условиях закалки

приводит к повышению твердости с 110...130 НВ до 140...180 НВ, а предел текучести возрастает

на 30...50%. Наиболее значи-тельное изменение свойств происходит при содержании углерода

более 0,30...0,35%.

Микроструктура доэвтектоидных сталей представляет собой мартенсит, кристаллы

которого имеют характерную форму пластин (игл). При содержании углерода более 0,5...0,6% в

микроструктуре сталей наблюдается незначительное (2...3%) количество аустенита.

Микроструктура заэвтектоидных сталей состоит из мартенсита, зерен вторичного цементита

(не растворившегося при нагреве) и остаточного аустенита. Кристаллы (иглы) мартенсита очень

небольших размеров. Повышение температуры закалки вызывает растворение вторичного

цементита и способствует росту зерна.

В тех случаях, когда требуются высокая твердость и повышенная износостойкость

поверхности при сохранении вязкой и достаточно прочной сердцевины изделия, применяется

поверхностная закалка, то есть закалка не на полную глубину. Поверхностной закалке

под-вергаются стали при содержании углерода более 0,3%. Выбор оптимальной толщины

упрочняемого слоя определяется условиями работы детали и составляет от 1,5 до 15 мм (и

выше). Площадь сечения закаленного слоя не должна превышать 20% площади всего сечения. В

практике наиболее часто используют поверхностную закалку с индукционным нагревом током

высокой частоты (ТВЧ).

Мартенситная структура стали после закалки .метастабильна и для ее превращения в более

устойчивую производят отпуск.

Отпуск стали - термическая обработка, включающая нагрев закаленной стали до

температуры ниже критических точек, выдержка при этой температуре и охлаждение. В

результате отпуска в зависимости от температуры нагрева неустойчивая структура мартенсита

закалки в результате диффузионного перераспределения углерода превращается в более

устойчивые структуры - мартенсит отпуска, троостит, сорбит и перлит.

Мартенсит отпуска имеет измененную кристаллическую решетку и его образование

сопровождается объемными изменениями, выделением теплоты и частичным снятием

внутренних напряжении. При более высокой температуре нагрева образуются троостит, сорбит

и перлит отпуска, которые в отличие от получаемых из аустенита при непрерывном охлаждении

имеют зернистую, а не пластинчатую микроструктуру. Стали с зернистой микроструктурой

отпуска характеризуются более высокой пластичностью и лучшей обрабатываемостью резанием.

В зависимости от температуры отпуска различают низкотемпературный (низкий),

среднетемпературный (средний) и высокотемпературный (высокий) виды отпуска. Закалка на

мартенсит с последующим высоким отпуском называется улучшением стали. Улучшение

обеспечивает хороший комплекс свойств (прочность, ударная вязкость, твердость) и применяется

для ответственных изделий из среднеуглеродистых сталей (коленчатые валы, шатуны и др.

детали).

К основным дефектам, которые могут возникнуть при закалке стали относят трещины и

деформацию. Трещины - неисправимый дефект, предупредить который можно конструктивном

решением (избегать в изделии конструктивных элементов, которые могут стать концентраторами

напряжений) и тщательным соблюдением режимов термообработки. Деформация, то есть

изменение размеров и формы изделий, всегда сопровождает процессы термической обработки,

особенно закалки. Несимметричную деформацию изделий в практике часто называют

короблением (поводкой). Деформацию можно уменьшить подбором соответствующего состава

стали и условий термической обработки, а избежать коробления - обеспечив равномерность

нагрева под закалку и правильное положение детали при погружении в закалочную среду.

Легированная сталь имеет меньшую теплопроводность, чем углеродистая, поэтому требует

замедленных нагрева и охлаждения, во избежание коробления и трещин.

Легированными называют стали, в которые кроме железа и углерода вводят легирующие добавки для придания сталям специальных свойств. Основными легирующими элементами являются Mn, Si, Cr, Ni, W. Mo, Со, Ti, V, Zr, Nb и др.

Легирующие элементы по-разному влияют на свойства стали.

Марганец повышает прочность, износостойкость, а также глубину прокаливаемости стали при термической обработке.

Кремний способствует получению более однородной структуры, положительно сказывается на упругих характеристиках стали. Кремний способствует магнитным превращениям, а при содержании его в количестве 15-20 % придает стали кислотоупорность.

Хром повышает твердость, прочность, а при термической обработке увеличивает глубину прокаливаемости, положительно сказывается на жаропрочности, жаростойкости, повышает коррозионную стойкость.

Никель действует так же, как и марганец. Кроме того, он повышает электросопротивление и снижает значение коэффициента линейного расширения.

Вольфрам уменьшает величину зерна, повышает твердость и прочность, улучшает режущие свойства при повышенной температуре.

Молибден действует как и вольфрам, а также повышает коррозионную стойкость.

Маркируют легированные стали буквами и цифрами, указывающими ее химический состав. Первые две цифры показывают содержание углерода (для конструкционных сталей – в сотых долях процента, для инструментальных и нержавеющих – десятых долях), затем ставится буква, указывающая на легирующий элемент, после буквы следует цифра, указывающая на среднее содержание этого элемента в процентах. Если содержание легирующего элемента составляет менее или около 1%, то за буквой цифра не ставится. Легирующие элементы обозначаются следующими буквами: А – азот, К – кобальт, Т – титан, Ю – алюминий, С – кремний, В – вольфрам, Ф – ванадий, X – хром, Д – медь, Н – никель, Г – марганец, М – молибден, П – фосфор, Р – бор, Ц – цирконий, Ч – редкоземельные металлы, Б – ниобий. Например, сталь марки 12ХНЗА содержит 0,12 % углерода, до 1,0% хрома, 3% никеля, буква А в конце обозначения указывает, что сталь высококачественная.

По характеру влияние на полиморфные превращения легирующие элементы можно разделить на две группы:

• элементы (Cr, W, Mo, V, Si, Al и др.), достаточное содержание которых обеспечивает существование в сталях при всех температурах легированного феррита (ферритные ставы);

• элементы (Ni, Mn и др.), стабилизирующие при достаточной концентрации легированный аустенит при всех температурах (аустенитные сплавы). Сплавы, только частично претерпевающие превращение g—>a, называются, соответственно, полуаустенитными или полуферритными.

Легирование феррита сопровождается его упрочнением. Наиболее значительно влияют на его прочность марганец и хром. Причем чем мельче зерно феррита, тем выше его прочность. Многие легирующие элементы способствуют измельчению зерен феррита и перлита в стали, что значительно увеличивает вязкость стали. Однако все легирующие элементы, за исключением никеля, при содержании их в растворе выше определенного предела снижают ударную вязкость, трещиностойкость и повышают порог хладноломкости. Никель понижает порог хладноломкости.

Легированный аустенит парамагнитен, обладает большим коэффициентом теплового расширения. Легирующие элементы, в том числе азот и углерод, растворимость которого в аустените при нормальной температуре достигает 1%, повышают его прочность при нормальной и высокой температурах, уменьшают предел текучести. Легированный аустенит является основной составляющей (матрицей) многих коррозионностойких, жаропрочных и немагнитных сплавов. Он легко наклепывается, то есть быстро и сильно упрочняется под действием холодной деформации.

Легирующие элементы (исключение кобальт), повышая устойчивость аустенита, снижают критическую скорость закалки и увеличивают прокаливаемость. Для многих аустенитных сплавов критическая скорость закалки снижается до 20°С/с и ниже, что имеет большое практическое значение. Карбидообразующие элементы: Fe - Mn - Cr - Mo - W - Nb - V - Zr - Ti (расположены по возрастающей степени сродства к углероду и устойчивости карбидных фаз) - при малом их содержании растворяются в цементите, замещая в нем атомы железа. Состав карбида в этом случае может быть выражен формулой (Fe, M)mCn, где М - символ суммы легирующих элементов, a m, n - коэффициенты, определяемые химической формулой карбида. При повышении содержания карбидообразующих элементов могут образовываться самостоятельные карбиды.

Выделение из твердого раствора карбидов МС, M2C нередко вызывает повышение твердости - дисперсионное упрочнение. Карбидообразующие элементы (за исключением марганца) препятствуют росту зерна аустенита при нагреве, а также замедляют процесс коагуляции дисперсных частиц, поэтому сталь, легированная этими элементами, при одинаковой температуре сохраняет более высокую дисперсность карбидных частиц, и соответственно большую прочность.

Интерметаллиды образуются при высоком содержании легирующих элементов между этими элементами или с железом. Примером таких соединений могут служить Fe7Mo6, Fe3Nb2 и др. Интерметаллиды, как правило, отличают повышенные твердость и хрупкость.

Твердость – это сопротивление материала проникновению в его поверхность стандартного тела (индентора), не деформирующегося при испытании.

Широкое распространение объясняется тем, что не требуются специальные образцы.

Это неразрушающий метод контроля. Основной метод оценки качества термической обработке изделия. О твердости судят либо по глубине проникновения индентора (метод Роквелла), либо по величине отпечатка от вдавливания (методы Бринелля, Виккерса, микротвердости).

Во всех случаях происходит пластическая деформация материала. Чем больше сопротивление материала пластической деформации, тем выше твердость.

Наибольшее распространение получили методы Бринелля, Роквелла, Виккерса и микротвердости. Схемы испытаний представлены на рис. 7.1.

Рис. 7.1. Схемы определения твердости: а – по Бринеллю; б – по Роквеллу;

в – по Виккерсу