Если у вас возникли сложности с курсовой, контрольной, дипломной, рефератом, отчетом по практике, научно-исследовательской и любой другой работой - мы готовы помочь.
Предоплата всего
Подписываем
вопрос № 7
Кристаллизация и строение литого металла
Движущая сила кристаллизации. Кинетика кристаллизации. Зарождение центров кристаллизации. Критический зародыш. Гомогенное зарождение. Рост кристаллов. Гетерогенное зарождение. Форма и размер кристаллов.
Кристаллизацией называется процесс образования твердых кристаллов из жидкости или газа. Переход вещества из одного агрегатного состояния в другое является фазовым превращением.
Фазой называется химически и физически однородная часть вещества (или системы), отделенная от других ее частей поверхностью раздела, при переходе через которую состав, структура или свойства изменяются скачкообразно.
Процесс кристаллизации, как и всякое фазовое превращение, происходит самопроизвольно. Движущей силой кристаллизации является понижение свободной энергии системы. Если система может существовать в жидком и кристаллическом состоянии, то взаимосвязь свободной энергии от температуры F=U -TS имеет вид, представленный на рисунке 2.1. Кривая 1 описывает зависимость свободной энергии от температуры для жидкой фазы, а кривая 2 - для кристаллической. Температура То, при которой свободные энергии вещества в жидком и твердом состоянии равны, является теоретической температурой кристаллизации. При температуре выше То устойчива жидкая фаза, а ниже - кристаллическая фаза. Однако при этой температуре обе фазы устойчивы, следовательно, кристаллизация не может начаться, так как нет движущей силы. Более того, при случайном превращении жидкости в кристалл, появляется граница раздела фаз и энергия системы повышается на величину D f пов =S s, где S - площадь поверхности кристаллика (6 а2), s - удельная поверхностная энергия на границе жидкой и кристаллической фаз.. Кристаллизация начнется тогда, когда свободная энергия кристаллической фазы будет меньше свободной энергии жидкой фазы, т.е. при температуре ниже теоретической. При этом произойдет самопроизвольное уменьшение энергии на величину DF = Fж - Fкр на единицу объема вещества. Разность между теоретической и действительной температурами DТ=То-Т называется степенью переохлаждения, при наличии которой может начаться зарождение центров кристаллизации.
Д.К.Чернов установил, что механизм кристаллизации заключается в образовании центров кристаллизации и росте кристаллов из образовавшихся центров. Количественно кинетика процесса описывается скоростью зарождения центров кристаллизации (с.з.ц.) - числом центров кристаллизации, возникающих в единице объема за единицу времени, и линейной скоростью роста кристаллов (л.с.р.) - скоростью перемещения какой-либо грани кристалла параллельно самой себе. Рассмотрим эти два процесса.
Зарождение центров кристаллизации.
Тепловое движение атомов приводит к тому, что в жидкости постоянно образуются и разрушаются группы атомов с упорядоченным строением. При охлаждении жидкой фазы ниже температуры То, некоторые наиболее крупные из них могут стать устойчивыми. Они и являются самопроизвольно возникшими зародышами или центрами кристаллизации. Однако не все зародыши могут расти, способными к росту становятся кристаллы только достаточно большого - критического размера. Пусть в системе зарождается один центр кристаллизации в виде кубика с ребром а, это приведет к уменьшению объемной свободной энергии на величину
D f об = V D F (1),
где V объем кристаллика, равный а3. Образование кристаллика сопровождается возникновением поверхности раздела между жидкой фазой и кристаллом, и работа, затраченная на ее создание равна
D Fпов =S s (2),
где S - площадь поверхности кристаллика (6 а2), s - удельная поверхностная энергия на границе жидкой и кристаллической фаз. Следовательно, общее изменение свободной энергии системы будет
D F =D F об + D F пов (3) или
D F = а3. D F + 6 а2 s (4).
Для данной температуры D F и s величины постоянные, и D F зависит лишь от размера кристаллика. Дифференцируя уравнение (4) получаем:
dD F / da = 3a2 D F +12as .
Отсюда следует, что D f имеет максимум при
акр=4s /D F (5),
и кристаллик размером акр называется критическим зародышем. Он находится в неустойчивом равновесии с исходной фазой: как его рост, так и распад вызывают уменьшение свободной энергии системы. Кристаллы размером более акр способны к росту, при этом свободная энергия системы будет уменьшаться. Размер критического зародыша уменьшается по мере увеличения степени переохлаждения.
Образование критического зародыша обеспечивается за счет флуктуации энергии, и такой процесс называют гомогенным зарождением. Чем больше степень переохлаждения, тем меньше критический зародыш и тем меньше работа его образования. Поэтому увеличивается число критических зародышей, возникающих в единице объема за единицу времени. Их число пропорционально exp (-D fкр/kT). Вместе с тем, увеличение степени переохлаждения привод к тому, что подвижность атомов снижается, и вероятность образования устойчивого зародыша кристалла снижается. Таким образом, при увеличении степени переохлаждения с.з.ц. сначала возрастает, проходит через максимум и снижается. При температурах, когда диффузионные процессы не могут происходить, центры кристаллизации не образуются, и вещество переходит в аморфное состояние. Теоретические расчеты показывают, что максимальные значения с.з.ц. достигаются при 0,2 То.
Рост кристаллов
Экспериментально установлено, что кристалл может расти лишь путем одновременного присоединения определенной группы атомов на какую-либо грань. Такая группа атомов называется двумерным зародышем. Следовательно, скорость роста кристаллов определяется вероятностью зарождения двумерного зародыша и вероятностью его присоединения к кристаллу за счет диффузии. Отсюда следует, что степень переохлаждения влияет на линейную скорость роста (л.с.р.) аналогично тому, как она влияет на скорость зарождения центров (с.ц.з.). Экспериментально установлено, что максимум Л.С.Р. чаще всего соответствует меньшим степеням переохлаждения, чем максимум С.З.Ц.
Кривые на рисунке 2.2 называются кривыми Таммана, который впервые построил их экспериментально в 1935 году. На основе их анализа можно сделать вывод, что Л.С.Р. и С.З.Ц. являются функцией степени переохлаждения, которая в свою очередь зависит от скорости охлаждения - чем больше скорость охлаждения, тем большего переохлаждения можно достигнуть. Следовательно, изменяя условия охлаждения, можно управлять процессом кристаллизации. Конечный размер зерен определяется числом центров и скоростью роста. Число зерен (кристаллов) в единице объема может быть определено как n= (С.З.Ц./ Л.С.Р. )1/ 2
Факторы, влияющие на процесс кристаллизации
Как было показано, работа образования критического зарождения определяется величиной поверхностной энергии на границе между жидкой и кристаллической фазой. В связи с этим все факторы, влияющие на поверхностную энергию, влияют на кинетику кристаллизации. Наличие готовых поверхностей раздела облегчает процесс зарождения кристаллов. Реальные металлы всегда содержат большое количество примесей, мельчайшие частицы нерастворимых фаз, окислов, что приводит к сильному ускорению образования зародышей и кристаллизации в целом. Кристаллизация в присутствии готовых поверхностей раздела называется гетерогенным зарождением. Стенки форм, в которую отливают жидкий металл, также служат готовой поверхностью раздела. Наличие теплоотвода через стенки формы способствует увеличению степени переохлаждения.
Ряд механических свойств металлов, как прочность, пластичность, выносливость, ударная вязкость тем выше, чем меньше размер зерен. Поэтому в практике изготовления отливок, особенно если они не подвергаются дальнейшей обработке давлением, применяют модифицирование - введение в расплав специальных добавок, которые, не изменяя химического состава, создают дополнительные центры кристаллизации, тем самым измельчают структуру.
Форма и размер кристаллов
В идеальном случае при очень малых степенях переохлаждения вырастает кристалл равновесной формы. В реальных металлах и сплавах форма и размеры кристаллов зависят от ряда факторов: кристаллического строения, скорости роста, направленности теплоотвода. Обычно кристаллы зарождаются правильной геометрической формы, соответствующей их кристаллическому строению. Если скорость роста кристалла одинакова во всех направлениях, кристаллы растут, сохраняя правильную форму, до тех пор, пока его окружает со всех сторон жидкая фаза. В условиях значительного переохлаждения элементы огранки кристалла будут в неодинаковом положении по отношению питания из жидкой фазы. Лучше всего питание подводится к вершинам, затем к ребрам, и, наконец, к граням многогранника, что вызывает неравномерный рост кристалла, приводя к образованию скелетных, игольчатых, спиральных и других форм. Если скорость роста кристаллов в одном направлении больше, образуются кристаллы древовидной формы, или дендриты (рисунок 2.3 а). Сначала кристалл приобретает вытянутую форму в направлении большей скорости роста, затем начинает расти в боковых направлениях, причем не по всей поверхности, а на отдельных участках. В результате от основной оси первого порядка, соответствующей направлению наибольшей скорости роста, ответвляются оси второго порядка и т.д. Дендриты растут до тех пор, пока не соприкоснутся друг с другом. После этого кристаллизуются междендритные пространства, и дендриты превращаются в кристаллы. Кристаллы или зерна могут состоять из нескольких одинаково ориентированных дендритов.
Металлические слитки, получаемые в промышленных условиях, обычно состоят из трех зон (рисунок 2.3 б). В наружном слое при контакте жидкого металла со стенками формы возникает высокая степень переохлаждения, ведущая к образованию большого числа центров кристаллизации, поэтому наружный слой имеет мелкозернистое строение. После образования наружного слоя скорость охлаждения, соответственно и DТ, уменьшается, уменьшается число центров и скорость роста. Однако Л.С.Р. уменьшается в меньшей степени, и в условиях направленного теплоотвода образуется вторая зона - столбчатых кристаллов, имеющих дендритное строение. В центре слитка DТ обычно невелика, направленного теплоотвода нет, образуется зона крупных равноосных зерен, имеющих также дендритное строение.
ВОПРОС № 25
Возврат и рекристаллизация. Горячая деформация
Возврат: отдых и полигонизация. Рекристаллизация: первичная, собирательная, вторичная. Температурный порог рекристаллизации. Горячая деформация.
При холодной деформации металла образуется текстура и происходит его упрочнение, в результате чего металл находится в неравновесном состоянии с повышенной свободной энергией. Наклепанный металл стремится самопроизвольно перейти в более равновесное состояние с меньшей свободной энергией. Восстановительные процессы (или разупрочнение) сводятся в основном к снятию искажений и остаточных напряжений в кристаллитах. Так как эти процессы при комнатной температуре для большинства металлов протекают медленно, решающее влияние на эти процессы оказывает температура.
В зависимости от температуры в деформированном металле протекают различные процессы разупрочнения: возврат и рекристаллизация (рисунок 36). При пластической деформации при температурах ниже 0,3 ТПЛ протекают преимущественно процессы упрочнения, а при температурах 0.2...0.3 ТПЛ одновременно протекают как упрочняющие, так и разупрочняющие процессы.
Сущность процесса отдыха состоит в том, что при деформировании металла, нагретого до температур (0,20…0,30) ТПЛ, повышается кинетическая энергия атомов, и амплитуда их тепловых колебаний увеличивается, что облегчает возвращение атомов в положения равновесия, происходит уменьшение точечных дефектов (вакансий). Полигонизация - образование малоугловых границ, в результате образуются субзерна (рис. 3.6). Полигонизованная структура устойчива и сохраняется почти до предплавильных температур.
Возникающие при пластическом деформировании искажения кристаллической решетки и упругие деформации зерен в значительной степени снимаются, что обеспечивает некоторое снижение остаточных напряжений и частичное восстановление механических и физико-химических свойств металла. В результате протекания возврата твердость и прочность несколько снижаются, а пластичность возрастает, хотя исходных значений они не достигают. Частичное устранение искажений кристаллической решетки при возврате не оказывает влияния на микроструктуру металла: размер и форма зерен не меняется. Возврат не препятствует образованию текстуры при деформации.
При нагреве деформированного металла выше температуры возврата наступает процесс рекристаллизации. Сущность процесса рекристаллизации состоит в зарождении и росте новых зерен. Из зародышей растут новые более или менее равновесные зерна Новые зерна постепенно увеличиваются в размерах и с течением времени полностью поглощают деформированные зерна. Новые зерна отличаются от старых не только формой, но и более совершенным внутренним строением без существенного искажения кристаллической решетки. Образование и рост новых зерен в процессе деформации с менее искаженной решеткой за счет деформированных зерен называют первичной рекристаллизацией или рекристаллизацией обработки. Этот процесс заканчивается тогда, когда исчезают все деформированные зерна.
Процесс рекристаллизации является диффузионным процессом; ее скорость зависит от температуры, степени деформации и скорости нагрева. Чем выше температура, степень деформации и скорость нагрева металла, тем выше скорость рекристаллизации.
Температура начала рекристаллизации зависит от степени деформации и других факторов. С увеличением степени деформации температура начала рекристаллизации уменьшается, стремясь к определенному пределу. Наиболее низкую температуру (нижний предел) начала рекристаллизации называют температурным порогом рекристаллизации. ТР=m ТПЛ
Для технически чистых металлов т=0,4, для титана 0,37; для меди 0,35 и т. д. Для сплавов твердых растворов этот коэффициент равен 0,5. . .0,6.
Рекристаллизация происходит также при нагреве холоднодеформированного металла до температуры, превышающей температуру начала рекристаллизации; этот процесс обычно называют рекристаллизационным отжигом, или отжигом; его применяют для снятия упрочнения, полученного при холодной деформации. При длительной выдержке протекает процесс собирательной рекристаллизации: слияние друг с другом и образование весьма крупных зерен. Если какие-то из новых зерен, полученных в результате собирательной рекристаллизации, имеют предпочтительные условия для роста, то эту стадию рекристаллизации называют вторичной. В результате вторичной рекристаллизации образуется множество мелких зерен и небольшое число очень крупных зерен. Вторичная рекристаллизация, приводящая к разнозернистости структуры, способствует снижению механических свойств металла.
Деформирование металла выше температуры (0,7...0,8)Тпл, т.е. выше температуры рекристаллизации, представляет собою горячую деформацию. Она сопровождается одновременным протеканием процессов упрочнения и разупрочнения. Если скорость рекристаллизации больше или равна скорости горячей деформации, то упрочнение металла при деформировании полностью снимается. Если скорость горячей деформации больше скорости рекристаллизации, то разупрочнение полностью не осуществляется, и металл получает некоторое упрочнение - горячий наклеп.
ВОПРОС № 43
Превращения в сталях при нагреве до аустенитного состояния. Рассмотрим превращения при нагреве в сталях с исходной равновесной структурой: феррит и перлит в доэвтектоидных сталях, перлит в эвтектоидной стали, перлит с вторичным цементитом в заэвтектоидных сталях.
При рассмотрении разных видов термообработки железоуглеродистых сплавов (стали, чугуны) используются следующие условные обозначения критических точек (рис. 3.8).
Критические точки A1 лежат на линии PSK (727°С). Критические точки A2 находятся на линии МО (768°С) Критические точки А3 лежат на линии GS, а критические точки Аm - на линии SE.
Вследствие теплового гистерезиса превращения при нагреве и охлаждении проходят при разных температурах. Поэтому для обозначения критических точек при нагреве и охлаждении используются дополнительные индексы буквы “с” в случае нагрева и “r” в случае охлаждения
Рисунок 3.8. Обозначение критических точек сталей
Перлит вплоть до температуры Ас1 сохраняет пластинчатое строение. При достижении температуры Ас1 в сталях начинается превращение перлита в аустенит. Кристаллы аустенита зарождаются преимущественно на межфазных поверхностях раздела феррита с цементитом. Превращение состоит из двух параллельно идущих процессов: полиморфного a ® g превращения и растворения цементита в g -Fе. Полиморфное превращение идет с более высокой скоростью, поэтому по завершению превращения аустенит сохраняет неоднородность по углероду, для устранения которой требуется определенное время.
В стали эвтектоидного состава перекристаллизация заканчивается после завершения превращения перлита в аустенит. В до- и заэвтектоидных сталях после перехода перлита в аустенит в структуре сохраняются избыточные структурные составляющие - феррит и вторичный цементит соответственно.
В доэвтектоидных сталях при нагрев от АС1 до АС3 происходит превращение избыточного феррита в аустенит, в заэвтектоидных сталях при нагреве от АС1 до АСm растворение продукта распада избыточного цементита в аустените. Оба процесса сопровождаются диффузией углерода, приводящей к выравниванию концентрации и небольшому укрупнению зерен аустенита.
Превращения аустенита при различных переохлаждениях. При изучении системы Fe-C мы рассматривали фазовые превращения, происходящие в стали при медленном охлаждении из аустенитного состояния.
Увеличивая скорость охлаждения стали, а также, вводя в сталь легирующие элементы, можно значительно повысить степень переохлаждения аустенита, т. е. температуру его превращения. Процессы распада переохлажденного аустенита подразделяют на два типа.
1. Диффузионный - перлитное и промежуточное (бейнитное).
2. Бездиффузионный, или сдвиговой - мартенситное.
Перлитное превращение аустенита. Влияние степени переохлаждения на устойчивость аустенита и скорость превращения представляют графически в виде диаграмм. Эти диаграммы строят в координатах температура превращения - время и называют С - диаграммы.
Основные закономерности перлитного превращения рассмотрим на примере эвтектоидной стали. Изотермический распад аустенита эвтектоидной стали происходит в интервале температур от Аr1 (720°С) до Мн (250°С), где Мн - температура начала мартенситного превращения.
На диаграмме (рис. 3.11) можно выделить следующие области 1 - область устойчивого аустенита (для стали, содержащей 0,8% С, выше АС1,), 2 - область переохлажденного аустенита, 3 - область начавшегося, но еще не закончившегося превращения А® П, 4 - область закончившегося превращения А® П, 5 - область начавшегося, но еще не закончившегося мартенситного превращения (между Мн - Мк), 6 - мартенситная область (ниже Мк)
Область, расположенная слева от кривой начала распада аустенита (область переохлажденного аустенита), определяет продолжительность инкубационного периода, характеризующую устойчивость переохлажденного аустенита. С увеличением степени переохлаждения его устойчивость быстро уменьшается, достигая минимума (для эвтектоидной стали около 550°С), и далее вновь возрастает.
Рис. 3.11. С - диаграмма эвтектоидной стали
В зависимости от степени переохлаждения аустенита различают три температурные области превращения: перлитную (переохлаждение до 500°С), мартенситную (переохлаждение ниже Мн - для эвтектоидной стали ниже температуры 240°С) и область промежуточного (бейнитного) превращения (переохлаждение для эвтектоидной стали в интервале от 500 до 240°С).
Рассмотрим структуры, образующиеся при диффузионном превращении аустенита.
При температуре 650 - 700°С образуется перлит. При перлитном превращении на границах зерен аустенита в результате полиморфного g®a превращения формируются зародыши феррита. Ввиду малой растворимости углерода в феррите вблизи него увеличивается концентрация углерода, и создаются условия для зарождения цементита. В результате образования пластинок цементита соседние участки аустенита обедняются углеродом, что в свою очередь приводит к образованию пластинок феррита. Перлит растет в виде колоний чередующихся пластин феррита и цементита.
Перлитную структуру оценивают по средней суммарной толщине соседних пластинок феррита и цементита. Если превращение происходит при более высоких температурах, образуется сравнительно грубая смесь кристаллов с межпластиночным расстоянием 0,5-0,7мкм; такую смесь называют собственно перлитом. При 640-590°С межпластиночное расстояние 0,3-0,4 мкм такую структуру называют сорбитом. При температуре превращения 550°С-580 межпластиночное расстояние 0,1-0,2 мкм; структуру называют трооститом Указанное деление перлитных структур условно, так как дисперсность увеличивается монотонно. С увеличением дисперсности структур перлитного типа возрастают прочность и твердость стали; наилучшее сочетание прочности, пластичности и вязкости имеет структура сорбита.
Мартенситное превращение аустенита. На схеме диаграммы изотермического превращения (см. рис. 3.11) условно показана область мартенситного превращения (ниже МН). Условно потому, что в подавляющем большинстве сталей мартенситное превращение в изотермических условиях не развивается. Согласно правилу фаз, С=2-2+1=1, так как в равновесии находятся только 2 фазы – аустенит и мартенсит. Поэтому мартенситное превращение протекает при непрерывном охлаждении в интервале температур от Мн до Мк. Малейшая изотермическая выдержка в этом интервале температур приводит к стабилизации аустенита, т. е. превращение не доходит до конца, и кроме мартенсита в структуре наблюдается так называемый остаточный аустенит. Для получения мартенситной структуры аустенит углеродистых сталей необходимо очень быстро и непрерывно охлаждать, применяя для этого холодную (лучше соленую) воду. Быстрое охлаждение необходимо для того, чтобы подавить диффузионные процессы и образование перлитных и бейнитных структур.
Мартенсит - неравновесная фаза - пересыщенный твердый раствор внедрения углерода в ОЦК-Fе. Кристаллы мартенсита, имея пластинчатую форму, растут с огромной скоростью, равной скорости звука в стали (5000 м/с). Росту кристаллов мартенсита препятствует граница зерна аустенита или ранее образовавшаяся пластина мартенсита.
Акад. Г. В. Курдюмов дал классическое определение мартенситному превращению: “Мартенситное превращение состоит в закономерной перестройке решетки, при которой атомы не обмениваются местами, а лишь смещаются на расстояния, не превышающие межатомные”. При этом перестройка решетки происходит по тем кристаллографическим плоскостям исходной модификации, которые по строению одинаковы, а по параметрам близки к определенным плоскостям кристаллической решетки образующей фазы, т. е. выполняется принцип структурного и размерного соответствия. Для мартенситного превращения характерно, что растущие кристаллы мартенсита когерентно связаны с кристаллами исходной фазы. При нарушении когерентности решеток интенсивный упорядоченный переход атомов из аустенита в мартенсит становится невозможным, и рост кристалла мартенсита прекращается.
В процессе мартенситного превращения углерод остается в твердом растворе, искажая кристаллическую решетку Fe-a , так как растворимость его в Fе-a значительно меньше, чем в Fе-g. .Мартенсит имеет тетрагональную пространственную решетку. Свойства мартенсита зависят от количества растворенного в нем углерода. Мартенсит имеет очень высокую твердость равную или превышающую НRС 60 при содержании углерода больше 0,4%С.
Промежуточное (бейнитное) превращение аустенита. В интервале температур промежуточного превращения аустенит распадается с образованием структур, называемых бейнитом (бейнит представляет собой двухфазную смесь кристаллов феррита и цементита). Основная особенность промежуточного превращения состоит в том, что полиморфный переход происходит по мартенситному механизму.
Предполагают, что превращение в данном участке объема начинается с перераспределения углерода, в результате которого одни зоны зерен аустенита обедняются, а другие обогащаются углеродом. С уменьшением количества растворенного углерода повышается температура мартенситного превращения, поэтому мартенситное превращение происходит в первую очередь в обедненных углеродом зонах g-твердого раствора. В зонах твердого раствора, обогащенных углеродом, происходит карбидообразование: выделение очень мелких (в виде коротких палочек) кристаллов цементита. По мере обеднения аустенита углеродом развивается полиморфное превращение по сдвиговому механизму; g-твердый раствор к моменту полиморфного превращения не полностью освобождается от растворенного углерода, поэтому кристаллы Fe-a, имеющие форму очень тонких пластин, несколько пересыщены углеродом.
Бейнит, образовавшийся при Т=400-550оС называют верхним бейнитом, он имеет перистое мартенситоподобное строение. Бейнит образованный при более низких температурах называют нижним бейнитом, он имеет пластинчатое строение.
Верхний бейнит отличается от нижнего характером распределения и составом карбидной фазы. Карбидная фаза в верхнем бейните - цементит, а в нижнем - e-карбид, который заменяется цементитом с увеличением времени выдержки. Верхний бейнит имеет неблагоприятное сочетание механических свойств: пониженная прочность из-за сохранения нераспавшегося аустенита сочетается с весьма невысокими пластичностью и вязкостью. Высокой прочностью и одновременно достаточно высокой пластичностью и вязкостью обладает нижний бейнит, а именно бейнит, полученный при Т на 50-100оС выше точки МН.
ВОПРОС № 61
Легирующими называют элементы, специально вводимые в сталь для изменения ее строения и свойств. Соответственно стали называются легированными. При этом если содержание кремния более 0,4 % или марганца более 0,8 %, то они также относятся к легирующим элементам.
Концентрация некоторых легирующих элементов может быть очень малой. В количестве до 0,1 % вводят Nb, Тi, а содержание бора обычно не превышает 0,005 %. Легирование стали, когда концентрация элемента составляет около 0,1 % и менее, принято называть микролегированием.
Легирование производится с целью изменения механических свойств (прочности, пластичности, вязкости), физических свойств (электропроводности, магнитных характеристик, радиационной стойкости) и химических свойств (коррозионной стойкости в разных средах). Необходимый комплекс свойств обычно обеспечивается не только легированием, но и термической обработкой, позволяющей получать наиболее оптимальную структуру металла. Легированные стали дороже углеродистых и поэтому применять их без термообработки нерационально.
Применение легирующих элементов существенно влияет на себестоимость сталей. При использовании тех или иных легирующих элементов руководствуются не только их влиянием на свойства стали, но и экономическими соображениями, в частности распространенностью в земной коре, стоимостью добычи и получения, а также дефицитностью.
Основными легирующими элементами являются Сr, Ni, Мn, Si, Мо, V, Тi, Аl, Сu, Nb, В. Часто сталь легируют не одним, а несколькими легирующими элементами, например Сr и Ni, получая хромоникелевую сталь, Сr и Мn - хромомарганцевую сталь, Сr, Ni, Мо, V - хромоникельмолибденованадиевую сталь. Легирующие элементы оказывают существенное влияние на полиморфизм железа. Легирующие элементы по их влиянию на устойчивость феррита или аустенита делятся на две группы.
К первой группе относят Ni, Мn, Сu, Со, которые образуют расширенную g - область и увеличивают устойчивость аустенита (Рисунок 5.2,а). Стали, в которых под влиянием легирования g - область сохраняет стабильность от температуры плавления до комнатной температуры, называют аустенитными сталями.
Ко второй группе относят Сr, Si, V, Мо, W, Аl, Тi и др., т. е. большинство легирующих элементов, которые в двойных диаграммах с железом образуют замкнутую g - область (Рисунок 5.2, б), увеличивая устойчивость феррита. Стали, в которых под влиянием легирования a -область сохраняет стабильность от комнатной температуры до температуры плавления, называют ферритными сталями.
В отличие от других сплавов на основе железа, аустенитные и ферритные стали не испытывают превращений при нагреве и охлаждении.
Легирующие элементы, вступая во взаимодействие с железом и углеродом, могут участвовать в образовании различных фаз в легированных сталях:
легированного феррита - твердого раствора легирующего элемента в Fе-a ;
легированного аустенита - твердого раствора легирующего элемента в Fе-g ;
легированного цементита - твердого раствора легирующего элемента в цементите, или при увеличении содержания легирующего элемента сверх определенного предела специальных карбидов.
Маркировка легированных сталей
В России принята буквенно-цифровая система маркировки легированных сталей. Каждая марка стали содержит определенное сочетание букв и цифр. Легирующие элементы обозначают следующими буквами русского алфавита: X - хром, Н - никель, В - вольфрам, М - молибден, Ф - ванадий, Т - титан, Ю - алюминий, Д - медь, Г - марганец, С - кремний, К - кобальт, Ц, - цирконий, Р - бор, Б - ниобий. Буква А в середине марки стали показывает содержание азота, а в конце - сталь высококачественная.
Для конструкционных марок стали первые две цифры показывают содержание углерода в сотых долях процента. Если содержание легирующего элемента больше 1%, то после буквы указывается его среднее значение в целых процентах. Если содержание легирующего элемента около 1% или меньше, то после соответствующей буквы цифра не ставится.
В качестве основных легирующих элементов в конструкционных сталях применяют хром до 2 %, никель 1-4,5%, марганец до 2 %, кремний 0,6-1,2 %. Такие легирующие элементы как Мо, W, V, Тi обычно вводят в сталь в сочетании с Сr, Ni с целью дополнительного улучшения тех или иных физико-механических свойств. В конструкционных сталях эти элементы обычно содержатся в следующих количествах, в%: Мо - 0,2-0,4; W -0,5- 1,2; V - 0,1-0,3; Тi - 0,1-0,2.
Например, сталь 18ХГТ содержит: 0,18% С, 1% Сr, 1% Мn, около 0,1% Тi; сталь 38ХНЗМФА 0.38%С, 1.2-1.5%Сr; З%Ni, 0,3-0,4 %Мо, 0,1-0,2% V, сталь ЗОХГСА - 0,30% С, 0,8-1,1% Сr, 0.9-1.2%Мn, 0,8-1,2%Si; сталь ОЗХ13АГ19 - 0.03% С, 13% Сr, 0,2-0,3% N, 19% Мn.
В инструментальных сталях в начале обозначения марки стали ставится цифра, показывающая содержание углерода в десятых долях процента. Начальную цифру опускают, если содержание углерода около 1 % или более.
Например, сталь ЗХ2В8Ф содержит, 0,3% С, 2% Сr, 8%W, 0,2-0,5% V; сталь 5ХНМ -0,5% С, 1% Сr, 1% Ni, до 0,3% Мо: сталь ХВГ- 1% С, 1% Сr, 1% W, 1% Мn.
Для некоторых групп сталей применяют дополнительные обозначения. Марки автоматных сталей начинаются с буквы А, подшипниковых - с буквы Ш, быстрорежущих - с буквы Р, электротехнических - с буквы Э, магнитно-твердых - с буквы Е.
Нестандартные легированные стали, выпускаемые заводом “Электросталь”, обозначают сочетанием букв ЭИ (электросталь исследовательская) или ЭП (электросталь пробная). Легированные стали, выпускаемые “Днепроспецсталью”, маркируют буквами ДИ, Златоустовским металлургическим заводом - буквами ЗИ. Во всех случаях после сочетания букв идет порядковый номер стали, например, ЭИ417, ЭП67, ДИ8 и т. д. После освоения марки металлургическими и машиностроительными заводами условные обозначения заменяет общепринятая маркировка, отражающая химический состав стали.
Инструментальные стали
Стали для режущего инструмента: углеродистые, легированные и быстрорежущие. Металлокерамические твердые сплавы. Стали для измерительного инструмента. Штамповые стали для холодного и горячего деформирования
По назначению инструментальные стали делятся на стали для режущего, штампового и измерительного инструментов. Кроме того, для изготовления режущего инструмента, особенно при скоростной обработке, широко применяют твердые сплавы.
Стали для режущего инструмента
Режущий инструмент работает в условиях длительного контакта и трения с обрабатываемым металлом. В процессе эксплуатации должны сохраняться неизменными конфигурации и свойства режущей кромки. Материал для изготовления режущего инструмента должен обладать высокой твердостью (НRС 60-62) и износостойкостью, т. е. способностью длительное время сохранять режущие свойства кромки в условиях трения.
Чем больше твердость обрабатываемых материалов, толще стружка и выше скорость резания, тем больше энергия, затрачиваемая на процесс обработки резанием. Механическая энергия переходит в тепловую. Выделяющееся тепло нагревает резец, деталь, стружку и частично рассеивается. Поэтому основным требованием, предъявляемым к инструментальным материалам, является высокая теплостойкость, т.е. способность сохранять твердость и режущие свойства при длительном нагреве в процессе работы. По теплостойкости различают три группы инструментальных сталей для режущего инструмента: нетеплостойкие, полутеплостойкие и теплостойкие.
При нагреве нетеплостойких сталей до 200-300оС в процессе резания углерод выделяется из мартенсита закалки и начинается коагуляция карбидов цементитного типа. Это приводит к потере твердости и износостойкости режущего инструмента. К нетеплостойким относятся углеродистые и низколегированные стали. Полутеплостойкие стали, к которым относятся некоторые среднелегированные стали, например 9Х5ВФ, сохраняют твердость до температур 300-500оС. Теплостойкие стали сохраняют твердость и износостойкость при нагреве до температур 600оС.
Углеродистые и низколегированные стали имеют сравнительно низкую теплостойкость и невысокую прокаливаемость, поэтому их используют для более легких условий работы при малых скоростях резания.
Быстрорежущие стали, имеющие более высокую теплостойкость и прокаливаемость, применяют для более тяжелых условий работы.
Еще более высокие скорости резания допускают твердые сплавы и керамические материалы. Из существующих материалов наибольшей теплостойкостью обладает нитрид бора - эльбор. Эльбор позволяет обрабатывать материалы высокой твердости, например закаленную сталь, при высоких скоростях.
Углеродистые инструментальные стали
Углеродистые инструментальные стали маркируются буквой У, а следующая за ней цифра показывает содержание углерода в десятых долях процента. Для изготовления инструмента применяют углеродистые качественные стали марок У7-У13 и высококачественные стали марок У7А-У13А. Высококачественные стали содержат не более 0,02 % серы и фосфора, качественные - не более 0,03 %.
По назначению различают углеродистые стали для работы при ударных нагрузках и для статически нагруженного инструмента.
Стали марок У7-У9 применяют для изготовления инструмента при работе с ударными нагрузками, от которого требуется высокая режущая способность (зубила, клейма по металлу, деревообделочный инструмент, в частности пилы, топоры и т. д.).
Стали марок У10-У13 идут на изготовление режущего инструмента, не испытывающего при работе толчков, ударов и обладающего высокой твердостью (напильники, шаберы, острый хирургический инструмент и т. п.). Из стали этих марок иногда изготавливают также простые штампы холодного деформирования.
Углеродистые доэвтектоидные стали после горячей пластической обработки (ковки или прокатки) и последующего охлаждения на воздухе имеют структуру, состоящую из пластинчатого перлита и небольшого количества феррита, а заэвтектоидные стали - пластинчатого перлита и избыточного цементита, который обычно образует сплошную или прерывистую сетку по границам бывших зерен аустенита.
Термическая обработка углеродистых инструментальных сталей состоит из двух операций: предварительной и окончательной обработок.
Предварительная термическая обработка сталей заключается в отжиге при 740-760оС, цель которого - получить микроструктуру, состоящую из зернистого перлита - псевдоперлита, так как при такой микроструктуре после последующей закалки получаются наиболее однородные свойства. Кроме того, при такой структуре облегчается механическая обработка инструмента.
Окончательная термическая обработка состоит из закалки и низкого отпуска. Закалку проводят в воде от 780-810оС, т. е. с температур, для доэвтектоидных сталей лежащих несколько выше Ас1, а для заэвтектоидных - лежащих ниже Асm.
Углеродистые стали имеют очень высокую критическую скорость закалки - порядка 200-300оС/с. Поэтому недопустимо даже малейшее замедление охлаждения при закалке, так как это может привести к частичному распаду аустенита при температурах перлитного интервала и, как следствие, к появлению мягких пятен. Особенно быстро протекает распад аустенита в углеродистых сталях при температурах, близких к 500-550оС, где он начинается почти мгновенно, протекает чрезвычайно интенсивно и в течение нескольких секунд полностью заканчивается.
Поэтому только инструменты малого диаметра могут после закалки в воде прокаливаться насквозь. Однако при этом в них возникают большие внутренние напряжения, которые могут вызвать существенные деформации.
Инструменты, имеющие крупные размеры, при закалке в воде и в 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 в перлитном интервале температур. Сердцевина инструментов, имеющая 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 наиболее 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 наименьшей 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 200оС во избежание снижения твердости. Твердость окончательно термически обработанного инструмента из углеродистых сталей обычно лежит в интервале НRС 56-64.
Достоинствами углеродистых инструментальных сталей являются 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.
Легированные инструментальные стали
Низколегированные стали для режущего инструмента также не обладают высокой теплостойкостью и обычно пригодны для работы при температурах не более 200-250оС. Среднелегированные стали типа 3ХВФ, 8Х4ВЗМЗФ2 имеют более высокую теплостойкость (300-400оС). В отличие от углеродистых легированные стали обладают большей устойчивостью переохлажденного аустенита, следовательно большой прокаливаемостью и несколько более высокой износостойкостью. Их можно закаливать в масле до критического диаметра 40 мм и более.
Низколегированная сталь 13Х имеет сравнительно неглубокую прокаливаемость и рекомендована для инструментов диаметром до 15 мм. Из этой стали изготавливают хирургический, гравировальный инструменты, лезвия безопасных бритв.
Стали 9ХС, ХВГ, ХВСГ используют для изготовления инструментов крупного сечения: сверл, разверток, протяжек диаметром 60-80 мм.
Обычная термическая обработка легированных режущих сталей состоит из закалки от 830-870оС в масле или ступенчатой закалки и отпуска при температуре 200оС. Твердость после термообработки составляет НRС 61-65. Если необходимо увеличить вязкость, то температуру отпуска повышают до 200-300 "С. Вследствие некоторого распада мартенсита твердость после этого снижается до НRС 55-60.
Быстрорежущие стали
Быстрорежущие стали маркируют буквой Р (rapid быстрый, скорый), цифры показывают среднее содержание вольфрама, являющегося основным легирующим элементом. Среднее содержание углерода и хрома во всех быстрорежущих сталях обычно составляет соответственно 1 и 4 %, поэтому эти элементы не указываются. Содержание остальных легирующих в целых процентах указывается в цифрах, следующих за их буквенным обозначением.
Быстрорежущая сталь после закалки и отпуска имеет структуру высоколегированного отпущенного мартенсита с карбидами. Она сохраняет первоначальную структуру практически неизменной при нагреве до 600-620оС. Резцы из быстрорежущей стали позволяют увеличить скорость резания в 8-10 раз по сравнению с инструментом из углеродистых сталей У10-У10А.
Известно, что потери твердости при нагреве обусловлена в первую очередь, коагуляцией выделившихся карбидов. Коагуляция карбидов в углеродистой и легированной сталях при температурах более 300оС ведет к быстрой потере твердости. Теплостойкость быстрорежущих сталей обусловлена легированием их карбидообразующими элементами вольфрамом, ванадием и молибденом в количествах, достаточных для связывания почти всего углерода в специальные карбиды. Они коагулируют при температурах более 600°С.
Микроструктура быстрорежущей стали приведена на рис. 5.4. При затвердевании литой быстрорежущей стали образуется эвтектика, напоминающая ледебурит и располагающаяся по границам зерен. После ковки или прокатки сетка эвтектики подвергается дроблению с измельчением входящих в нее карбидов и более равномерным их распределением в основной матрице.
После прокатки или ковки быстрорежущую сталь подвергают изотермическому отжигу для уменьшения твердости и облегчения механической обработки. Сталь выдерживают при 740оС до полного превращения аустенита в перлито-сорбитную структуру.
Высокую теплостойкость инструмент из быстрорежущих сталей приобретает после закалки и многократного отпуска. При нагреве под закалку необходимо обеспечить максимальное растворение карбидов и получение высоколегированного аустенита. Такая структура увеличивает прокаливаемость и позволяет получить после закалки мартенсит с высокой теплостойкостью. Температура закалки сталей составляет: Р18 - 1270-1290, Р9 -1220-1240, Р6М5-1210-1230°С. Во избежание трещин и деформации инструмента из-за низкой теплопроводности сталей применяют ступенчатый нагрев под закалку в расплавленных солях, а закалку производят в масле
После закалки структура быстрорежущей стали состоит из высоколегированного мартенсита, содержащего 0,3-0,4% С, нерастворенных при нагреве избыточных карбидов и около 30% остаточного аустенита. Остаточный аустенит снижает твердость, режущие свойства стали, и его присутствие в структуре нежелательно.
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. 5.5. 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 стали после закалки Нас 62-63, а после отпуска она увеличивается до НКС 63-65.
Известно применение порошков быстрорежущих сталей для изготовления инструмента. Исходная шихта состоит из предварительно тонко измельченной стружки быстрорежущей стали, которую формуют в холодном состоянии с последующим спеканием сформованных заготовок. Спекание производят в вакууме при температуре 1200-1250oС в течение 3-5 ч. Для уменьшения пористости порошковую быстрорежущую сталь подвергают горячей штамповке или горячему прессованию. После этого изделия подвергают термической обработке, характерной для данной марки стали.
Порошковая быстрорежущая сталь обладает значительно более высокой теплостойкостью, чем сталь, изготовленная традиционными методами, и, как следствие, большей износостойкостью. Это объясняется более высокой степенью легированности аустенита элементами, входящими в состав стали, мелкодисперсной структурой и равномерным распределением карбидной фазы. В структуре порошковой быстрорежущей стали отсутствует карбидная неоднородность. Быстрорежущая сталь, изготовленная методом порошковой металлургии, имеет стойкость в 1,5-2 раза выше, чем быстрорежущая сталь, полученная традиционным способом.
Металлокерамические твердые сплавы
Металлокерамические твердые сплавы представляют инструментальные материалы, состоящие из карбидов тугоплавких металлов и цементирующего металла - кобальта, играющего роль связки. На рис. 5.6 приведена зависимость твердости различных инструментальных материалов от температуры испытания. Твердые сплавы обладают наиболее высокой твердостью и сохраняют ее при нагреве до высоких температур.
Твердые сплавы изготавливают методом порошковой металлургии. Применяют карбиды вольфрама, титана и тантала, а за рубежом - также карбиды ниобия и ванадия. Сплавы получают спеканием порошков карбидов с порошком кобальта, являющегося связующим компонентом, при 1400-1550оС после предварительного прессования.
Твердые сплавы изготавливают в виде пластин, которые медным припоем припаивают к державке из обычной углеродистой стали. Твердые сплавы применяют для резцов, сверл, фрез и другого инструмента.
Инструмент из металлокерамических твердых сплавов характеризуется высокой твердостью (НRА 80-97), износостойкостью в сочетании с высокой теплостойкостью (до 800-1000oС). Их недостатком является высокая хрупкость.
Скорость резания твердыми сплавами в 5-10 раз выше, чем при применении быстрорежущих сталей.
В зависимости от состава карбидной основы различают три группы твердых сплавов: вольфрамовые, титанвольфрамовые и титантанталвольфрамовые.
2 - быстрорежущая сталь; 3 - твердый сплав
Вольфрамовые твердые сплавы изготавливаются на основе карбида вольфрама и кобальта. Сплавы этой группы называют однокарбидными и обозначают буквами ВК и цифрой, показывающей содержание кобальта в процентах. Например, сплав ВКЗ содержит 3% кобальта и 97% карбида вольфрама. Содержание кобальта может меняться (сплавы ВК6, ВК8). Чем больше содержание кобальта, тем выше прочность, хотя и несколько ниже твердость сплава. Твердые сплавы вольфрамовой группы имеют наибольшую прочность, но более низкую твердость, чем сплавы других групп. Они теплостойки до 800oС. Их обычно применяют для обработки чугуна, сплавов цветных металлов и различных неметаллических материалов, дающих прерывистую стружку.
Сплавы второй группы (двухкарбидные) изготовляют на основе карбидов WС и ТiС на кобальтовой связке. Их маркируют бук вами Т, К и цифрами. Цифры после буквы Т указывают содержание карбидов титана в процентах, а цифры после буквы К - содержание кобальта. Например, в сплаве Т15К6 содержится 15 % Т1С, 6% Со, остальное, (т. е. 79 %) WС. Карбид вольфрама растворяется в карбиде титана при температуре спекания, образуя твердый раствор (Тi, W) С, имеющий более высокую твердость, чем WС. Сплавы этой группы имеют более высокую до 900-1000oС теплостойкость, повышающуюся с увеличением содержания карбидов титана. Их в основном применяют для высокоскоростной обработки сталей.
Для изготовления сплавов третьей группы используют карбиды вольфрама, титана, тантала и порошок кобальта в качестве связки. Эти сплавы маркируют буквами ТТК и цифрами. Цифра, стоящая после букв ТТ указывает суммарное содержание карбидов титана ТiС и тантала ТаС, а цифра, стоящая после буквы К - содержание кобальта. Например, сплав ТТ7К12 содержит 4% ТiC, 3 % ТаС, 12 % Со и 81 % WС. Сплавы этого типа имеют более высокую прочность, чем сплавы второй группы и лучшую сопротивляемость ударным воздействиям вибрации и выкрашиванию. Их применяют для более тяжелых условий резания (черновое точение стальных слитков, поковок, литья).
Общим недостатком рассмотренных сплавов помимо высокой хрупкости, является повышенная дефицитность исходного вольфрамового сырья, являющегося основным компонентом, определяющим их повышенные физико-механические характеристики. Поэтому перспективным направлением является использование безвольфрамовых твердых сплавов. Хорошо себя зарекомендовали сплавы, в качестве основы для которых используется карбид титана, а в качестве связки - никель и молибден. Они маркируются КТС и ТН. Твердые сплавы КТС-1 и КТС-2 содержат 15-17 % никеля и 7-9 % молибдена соответственно, остальное - карбид титана. В твердых сплавах типа ТН-20, ТН-25, ТН-ЗО в качестве связующего металла применяют в основном никель, содержание которого 16-30 %. Концентрация молибдена составляет 5-9%), остальное -также карбид титана. Твердость подобных твердых сплавов составляет НRА 87-94, сплавы имеют высокую износо- и коррозионную стойкость. Их используют для изготовления режущего инструмента и быстроизнашивающихся деталей технологического оборудования.
Особо твердые инструментальные материалы созданы на основе нитрида бора и нитрида кремния. В них нет пластичной металлической связки. Изделия из этих материалов изготавливают либо с помощью взрыва, либо в условиях сверхвысоких статических давлений и высоких температур. Изделия из нитридов бора и кремния используют в качестве материала инденторов (наконечников) для измерения твердости тугоплавких материалов в интервале температур 700-1800°С, как абразивный материал и в качестве сырья для изготовления сверхтвердых материалов, применяемых для оснащения режущей части инструментов для обработки закаленных сталей, твердых сплавов, стеклопластиков, цветных металлов. Они обладают высокой твердостью (НКА 94-96), прочностью, износостойкостью, теплопроводностью, высокой стабильностью физических свойств и структуры при повышении температуры до 1000°С. Их преимуществом является доступность и дешевизна исходного продукта, благодаря чему они используются для замены вольфрамсодержащих твердых сплавов.
Для изготовления доводочных паст, шлифовальных кругов применяют абразивные материалы. Они представляют собой порошки, либо скрепленные связкой, либо нанесенные на гибкую основу - ткань или бумагу. Различают природные и искусственные абразивные материалы. К природным относятся алмазы, гранаты, корунд; к искусственным - искусственные алмазы, гексагональный нитрид бора (эльбор), карборунд.
Стали для измерительного инструмента
Стали этого назначения должны обладать высокой твердостью и износостойкостью, сохранять постоянство формы и размеров в течение длительного срока эксплуатации. Кроме того, от них требуется хорошая обрабатываемость для получения высокого класса чистоты поверхности и малая деформация при термической обработке.
Для измерительного инструмента обычно применяют высокоуглеродистые стали У8-У12 и низколегированные стали марок X, ХГС, ХВГ, 9ХС, содержащие около 1% С и до 1,5% Сr. Их твердость после термообработки должна быть не менее НRС 60-64.
После обычной термической обработки в структуре высокоуглеродистых сталей обычно присутствует остаточный аустенит, из-за чего она не является стабильной. Для обеспечения высокой твердости стали и стабильности размеров инструмента в процессе эксплуатации проводится специальная термическая обработка. Она состоит из закалки в масле, для особо точных инструментов включает дополнительно обработку холодом при температуре -80oС и длительного (до 30 ч) низкотемпературного отпуска при 120-170oС. Нагрев при более высокой температуре недопустим из-за снижения твердости и износостойкости инструмента. Длительный отпуск предотвращает процессы старения и распад мартенсита в течение всего периода эксплуатации инструмента.
Для измерительных инструментов большого размера и сложной геометрии используют азотируемые стали типа 38Х2МЮА.
Штамповые стали
Штамповые стали применяют для изготовления штампов холодного и горячего деформирования, пуансонов, матриц, фильер, пресс-форм для литья под давлением.
В зависимости от температурных условий эксплуатации различают штамповые стали для деформирования в холодном и горячем состоянии.
Стали для штампов холодного деформирования
Стали этого типа должны обладать высокой твердостью и износостойкостью, высокой прочностью и удовлетворительной вязкостью для работы при ударных нагрузках.
В зависимости от назначения различают три группы штамповых сталей для деформирования в холодном состоянии.
К первой группе относятся стали для вытяжных и вырубных штампов. Основным требованием к этим сталям является высокая твердость и износостойкость. Для изготовления штампов этого типа применяют углеродистые стали марок У10-У12 и низколегированные стали X, ХВГ, ХВСГ. После неполной закалки их отпускают при 150-180°С на твердость НКС 60. На поверхности образуется твердый износостойкий слой за счет несквозной прокаливаемости - сравнительно вязкая сердцевина, позволяющая работать при умеренных ударных нагрузках.
Стали с повышенным содержанием хрома (6-12 %) (Х6ВФ, Х12, Х12М, Х12Ф1) имеют более высокую износостойкость и глубокую прокаливаемость. Высокая твердость этих сталей достигается благодаря присутствию в структуре большого количества карбидов хрома Сr7Сз. Однако повышенное содержание карбидов хрома приводит к росту карбидной неоднородности. Структура и свойства высокохромистых сталей в значительной мере определяются правильным выбором режима термической обработки, особенно температуры закалки. С ее увеличением возрастает концентрация углерода и хрома в аустените, что приводит к повышению твердости мартенсита. Однако при закалке с чрезмерно высокой температуры в структуре увеличивается содержание остаточного аустенита и твердость стали падает. После закалки обычно проводят низкий отпуск на твердость НRС 61-63. Хорошо зарекомендовали себя стали Х12Ф4М, Х6Ф4М. Молибден и ванадий способствуют получению мелкозернистой структуры. Износостойкость штампов из стали Х12Ф4М в 1,5-2 раза выше по сравнению со штампами из стали Х12М.
Вторую группу составляют стали для штампов холодного выдавливания, испытывающие большие удельные давления. Эти стали должны хорошо сопротивляться деформации и иметь высокую прочность. Присутствие в их структуре остаточного аустенита недопустимо. Для этого необходимо проведение высокого отпуска при температуре не менее 500oС. Поэтому, хотя эти стали и относятся к сталям для штампов холодного деформирования, они должны иметь довольно высокую теплостойкость. Этим требованиям удовлетворяет сталь 6Х4М2ФС.
К третьей группе относятся стали для высадочных и чеканочных штампов, работающих при, высоких ударных нагрузках. Сложность создания таких сталей состоит в том, что для повышения твердости необходимо увеличение содержания углерода, что может приводить к снижению ударной вязкости. Обычно для штампов этого назначения используют сталь 7ХЗ. Более высокую стойкость показала сталь марки 6ХЗФС.
Стали для штампов горячего деформирования
В еще более тяжелых условиях работают штамповые инструменты для горячего формообразования. Материал штампов соприкасается с горячим металлом и нагревается, причем нагрев чередуется с охлаждением. Эффективность использования таких прогрессивных методов точного формообразования, как горячая объемная штамповка, прессование и литье под давлением, зависит от стойкости инструмента. С расширением номенклатуры обрабатываемых сплавов, увеличением производительности и мощности оборудования формообразующий инструмент испытывает возрастающие нагрузки. Требования к материалу инструмента непрерывно растут.
Материал для горячих штампов должен удовлетворять комплексу требований. К ним в первую очередь относятся высокая прочность (не менее 1000 МПа), необходимая для сохранения формы штампа при высоких удельных давлениях во время деформирования, и высокая теплостойкость, позволяющая сохранить высокие твердость и прочностные свойства при длительном температурном воздействии. В рабочих условиях штамп должен деформировать заготовку, а не наоборот - заготовка деформировать штамп. Стали должны иметь достаточную вязкость для предупреждения поломок при ударном нагружении. Они должны обладать высоким сопротивлением термической усталости (разгаростойкости), сохраняя способность выдерживать многократные нагревы и охлаждения без образования сетки трещин. Cтали должны иметь хорошую окалиностойкость и высокую прокаливаемость для обеспечения необходимых механических свойств по всему сечению, что особенно важно для массивных штампов. В соответствии с указанными требованиями для штампов горячего формообразования применяют легированные стали, содержащие 0,3-0,6 % углерода, подвергаемые закалке и отпуску при 550-680oС с целью получения трооститной и трооститно-сорбитной структуры.
Для молотовых штампов применяют сталь 5ХНМ и ее аналоги: 5ХНВ, 5ХНТ, 5ХГМ. После закалки и отпуска при 550°С сталь 5ХНМ при комнатной температуре имеет следующие механические свойства: sТ=1200-1300 МПа, d=10-12%, КСU=0,4 МДж/м2. При температурах эксплуатации выше 500oС стойкость инструмента из стали 5ХНМ резко падает.
Внедрение сталей 4ХМФС, 5Х2СФ и 4ХСНМФЦР взамен 5ХНМ позволило повысить стойкость инструмента в 2-3 раза. Для изготовления крупногабаритных прессовых и молотовых штампов применяют сталь 5Х2НМФС, обеспечивающую повышение стойкости более чем в 2 раза.
Для пресс-форм литья под давлением и прессования цветных металлов и сплавов до последнего времени использовали сталь ЗХ2В8Ф. Ее недостатком является низкая технологичность, что ограничивает возможность ее применения для крупного инструмента. Кроме того, сталь ЗХ2В8Ф чувствительна к ударным нагрузкам и содержит значительные количества дорогого и дефицитного вольфрама.
Взамен этой стали предложена сталь марки ЗХ2М2Ф, используемая для изготовления пресс-форм литья под давлением медных и алюминиевых сплавов, а также для изготовления пресс-шайб и внутренних втулок контейнеров при прессовании медных сплавов. Применение стали ЗХ2М2Ф позволило повысить стойкость инструмента в 1,5-3 раза.
Для изготовления крупного прессового инструмента - пресс- штемпелей, втулок контейнеров и матриц на заводах цветной металлургии применяют стали ЗХВ4СФ и 4ХСН2МВФ.
Прогресс техники требует расширения рабочего температурного диапазона штамповых сталей. Уже сейчас нужны стали с рабочей температурой 700-800oС. Обычные жаропрочные сплавы нетехнологичны, так как плохо обрабатываются резанием. Разработан принципиально новый класс штамповых сталей для горячего формообразования - сталей с регулируемым аустенитным превращением при эксплуатации. Примером такой стали является 4Х2Н5МЗК5Ф, сочетающая технологические преимущества сталей на ферритной основе с высокой эксплуатационной стойкостью, свойственной жаропрочным аустенитным сталям и сплавам. Внедрение этой стали взамен стали ЗХ2В8Ф при изготовлении матриц для прессования медных сплавов позволило повысить их стойкость в 10 раз.