Дипломная работа на тему "Исследования свойств штамповой стали после термической обработки"

ГлавнаяПромышленность, производство → Исследования свойств штамповой стали после термической обработки




Не нашли то, что вам нужно?
Посмотрите вашу тему в базе готовых дипломных и курсовых работ:

(Результаты откроются в новом окне)

Текст дипломной работы "Исследования свойств штамповой стали после термической обработки":


Введение

Создание высокопроизводительных и стойких в эксплуатации инструментов связано, в первую очередь, с проблемой получения и обработки таких материалов, которые могли бы противостоять жестким условиям работы. Высокие механические свойства инструмента и его теплостойкость (красностойкость) достигаются специальным легированием и термической обработкой. Таким образом, определенный интерес представляет разработка и корректировка методов термической обработки.

В настоящей работе были проведены исследования штамповой стали 4Х5МФ1С после различных режимов термической обработки. Выбранная сталь используется для изготовления штампов и ножей для горячей и холодной деформации. В частности, ножи из данной марки стали применяются на ОАО «НЛМК» для резки углеродистых и электротехнических сталей.

Характерной особенностью стали 4Х5МФ1С является комплексное легирование и склонность к дисперсионному твердению. Высокий уровень легирования благоприятно влияет на прочность, прокаливаемость, теплостойкость стали и дает возможность использовать ее для инструментов, разогревающихся в процессе работы до 600оС. Дисперсионное твердение обеспечивает хорошие режущие свойства инструмента.

Проведенные испытания позволили выявить оптимальные режимы закалки и отпуска, которые обеспечивают не только получение заданных свойств инструмента, но и дают определенный экономический эффект за счет снижения производственнных затрат.


1. Аналитический обзор

1.1 Литературный обзор

1.1.1 Классификация инструментальных сталей

Число инструментальных сталей весьма значительно и они имеют различный химический состав. Однако классификацию по составу можно использовать лишь в качестве вспомогательной; даже при разном содержании легирующих элементов многие инструментальные стали имеют близкие свойства.

Целесообразно классифицировать инструментальные стали по свойствам и по назначению.

Инструментальные стали по свойствам можно распределить по трем группам:

1)  не обладающие теплостойкостью;

2)  полутеплостойкие;

3)  теплостойкие.

Стали, принадлежащие различным группам, мало различаются по твердости, прочности и износостойкости при нормальных температурах, но значительно различаются по этим важнейшим свойствам при нагреве. Кроме того, стали, обладающие теплостойкостью, из-за влияния дисперсных частиц фаз-упрочнителей имеют более высокое сопротивление пластической деформации (в том числе и при обычных температурах) [1].

Нетеплостойкие стали сохраняют высокую твердость (>60 HRC) при нагреве не выше 190–225оС и используются для резания мягких материалов с небольшой скоростью. Это заэвтектоидные и близкие к эвтектоидным углеродистые и легированные стали (с относительно невысоким содержанием легирующих элементов). Карбидная фаза их – цементит, коагулирующий при сравнительно низких температурах.

Заказать написание дипломной - rosdiplomnaya.com

Уникальный банк готовых оригинальных дипломных проектов предлагает вам написать любые работы по нужной вам теме. Высококлассное написание дипломных проектов по индивидуальным требованиям в Туле и в других городах РФ.

Полутеплостойкие стали, преимущественно штамповые, испытывают нагрев рабочей кромки до температур 400–500оС. Это – близкие к эвтектоидным стали, легированные хромом и дополнительно вольфрамом, молибденом и ванадием, а также ледебуритные стали (12% Cr). Карбидные фазы – легированный цементит и карбид хрома (Ме23С6, Ме7С3).

Теплостойкие стали сохраняют высокую твердость до нагрева на температуры порядка 600–650оС для быстрорежущих сталей (твердость 60–62 HRC) и 650–700оС для штамповых сталей (твердость 45–52 HRC). Основная карбидная фаза – карбид вольфрама (молибдена) Ме6С, а у менее теплостойких штамповых сталей также и карбид Ме23С6. У некоторых сталей возможно интерметаллидное упрочнение [2].

Теплостойкие и полутеплостойкие стали, как высоколегированные, являются одновременно глубокопрокаливающимися.

В зависимости от условий эксплуатации и требуемых свойств инструментальные стали классифицируют следующим образом:

1) стали для режущих инструментов;

2) стали для инструментов и деталей повышенной точности;

3) штамповые стали для холодного деформирования;

4) штамповые стали для горячего деформирования.

Стали с карбидным упрочнением при повышенном содержании углерода (>0,6%), относящиеся к ледебуритному классу, используются для изготовления режущих инструментов, выполняющих резание твердых материалов или работающих с повышенной скоростью. Заэвтектоидные и доэвтектоидные стали высокой твердости, не обладающие теплостойкостью, применяют в более ограниченных пределах, когда нагрев режущей кромки незначителен. Заэвтектоидные стали используют для металлорежущих и некоторых деревообрабатывающих инструментов, а доэвтектоидные стали, имеющие большую вязкость, – главным образом для деревообрабатывающих инструментов, испытывающих ударные нагрузки. Для специальных условий (хирургические инструменты, бритвы и т. д.) применяют стали, устойчивые против коррозии, они являются полутеплостойкими.

Для инструментов и деталей повышенной точности используют стали повышенной твердости, как обладающие, так и не обладающие теплостойкостью (в зависимости от условий эксплуатации). Эти стали должны иметь дополнительные свойства, главное из которых – способность приобретать очень чистую поверхность при доводке и сохранять неизменными размеры и форму инструмента в течение длительного срока эксплуатации.

При изготовления штампов для холодного деформирования используют стали высокой твердости, а для некоторых инструментов, работающих со значительными динамическими нагрузками, применяют и стали повышенной вязкости.

При изготовлении штампов для горячего деформирования используют теплостойкие стали повышенной вязкости, которые обеспечивают не только высокие прочность и сопротивление деформации штампа при нагреве, но и необходимое сопротивление динамическим нагрузкам и хорошую разгаростойкость. Это важное свойство штамповой стали достигается при достаточных вязкости и пластичности [1].

1.1.2 Требования, предъявляемые к штамповым сталям

Для обработки металлов давлением применяют инструменты – штампы, пуансоны, ролики, валики и т. д., деформирующие металл. Стали, принимаемые для изготовления инструмента такого рода, называют штамповыми.

Штамповые стали делятся на две группы: деформирующие металл в холодном состоянии и деформирующие металл в горячем состоянии. Условия их работы сильно различаются между собой.

Например, при деформации в горячем состоянии штампуемый металл под действием сближающих половинок штампа деформируется и заполняет внутреннюю полость штампа. В работе внутренняя полость («фигура»), которая деформирует металл, соприкасается с нагретым металлом, поэтому штамповая сталь для горячей штамповки должна обладать не только определенными механическими свойствами в холодном состоянии, но и достаточно высокими механическими свойствами в нагретом состоянии [3].

Ввиду многочисленных и разнообразных требований, предъявляемых к штампам в зависимости от назначения, для их изготовления применяют стали различных марок, начиная от простых углеродистых и заканчивая сложнолегированными.

Требования к штамповым сталям для холодного деформирования

К этой группе относят инструменты, изменяющие форму материала без снятия стружки, т. е. главным образом штампы. Эти многочисленные инструменты разнообразны по форме, размерам и напряженному состоянию, возникающему в процессе эксплуатации, что требует применения различных сталей.

Основные требования, предъявляемые к штамповым сталям для холодного деформирования, – высокие прочность и износостойкость. Остальные свойства, в частности, вязкость и прокаливаемость определяются условиями работы, размерами и формой изделий из них.

В процессе деформирования с большой скоростью инструмент может разогреваться до 200–350оС. Поэтому стали такого класса должны иметь теплостойкость 400–500оС, для того, чтобы обеспечить сопротивление смятию и пластической деформации при работе. Для крупного инструмента необходимо обеспечить высокую прокаливаемость и небольшие объемные изменения при закалке. Наиболее часто применяют стали марок: Х12М, Х12Ф1, Х6ВФ, 7ХГ2ВМ, 6Х6В3МФС [1].

Требования к штамповым сталям для горячего деформирования

Штамповые стали для горячего деформирования должны иметь определенный комплекс свойств. Рассмотрим их.

Теплостойкость. Высокие жаропрочные свойства не должны снижаться под длительным воздействием температуры, металл должен устойчиво сопротивляться отпуску.

Жаропрочность. Металл должен обладать высоким пределом текучести и высоким сопротивлением износу при высоких температурах, чтобы замедлить процессы истирания и деформирования элементов фигуры инструмента, разогревающихся от соприкосновения с горячим обрабатываемым материалом.

Термостойкость (разгаростойкость). Циклический нагрев и охлаждение поверхности инструмента во время работы и, следовательно, чередующееся расширение и сжатие поверхностных слоев приводят к появлению так называемых разгарных трещин. Для предупреждения данного явления материал инструмента должен обладать высокой разгаростойкостью (высоким сопротивлением термической усталости).

Вязкость. Деформирование металла при штамповке сопровождается ударными воздействиями этого металла на штампы, поэтому материал штампов должен обладать известной вязкостью для предупреждения поломок и выкрашивания.

Износостойкость.

Окалиностойкость. Она необходима, если поверхностные слои нагреваются выше 600оС и особенно 700оС; в этих условиях окалиностойкость в большей степени определяет износостойкость.

Теплопроводность. Необходима для лучшего отвода тепла, передаваемого деформируемой заготовкой.

Прокаливаемость. Многие инструменты имеют большие размеры. Для получения хороших прочностных свойств в нижележащих слоях сталь инструмента должна хорошо прокаливаться.

Отпускная хрупкость. Так как быстрым охлаждением инструментов крупных размеров нельзя устранить отпускную хрупкость, то необходимо выбирать сталь минимально чувствительную к этому пороку.

Слипаемость. При значительном давлении горячий металл может «прилипать» к металлу штампа (явление адгезии), и когда штампуемое изделие отдирается от штампа, то оно всякий раз частично разрушает его поверхность. Разрушение будет выражено тем сильнее, чем больше адгезионное взаимодействие.

Кроме того, стали для штампов, поверхностный слой которых сильно нагревается (выше 600оС), должны иметь высокие температуры критических точек.

Нагрев рабочих слоев штампа определяется не только температурой деформируемого металла, но и длительностью контакта с ним и условиями охлаждения.

1.1.3 Влияние легирующих элементов на структуру и свойства штамповых сталей

Легирование является одним из основных способов воздействия на структуру и свойства инструментальных сталей и способствует повышению работоспособности инструмента.

Штамповые стали легируют такими элементами как хром, вольфрам, молибден, ванадий, кремний и кобальт. В последние годы появились стали с добавками титана, циркония, ниобия и др.

Рассмотрим влияние основных легирующих элементов на свойства штамповых сталей.

Влияние хрома

Хром положительно влияет на ряд характеристик штамповых сталей (прокаливаемость, склонность к вторичному твердению, теплостойкость и т. д.). По мере повышения его концентрации в твердом растворе существенно возрастает устойчивость аустенита как в перлитной, так и в промежуточной областях, качественно изменяется вид С-образных кривых.

В хромистых сталях наряду с цементитом образуется два специальных карбида: гексагональный (тригональный) Ме7С3 и кубический Me23C6 (рис. 1). Хром повышает устойчивость этих карбидов против растворения при нагреве и оказывает благоприятное влияние на чувствительность к перегреву сталей, содержащих незначительные количества вольфрама и молибдена. В комплекснолегированных сплавах хром вследствие повышения фазового наклепа при закалке и непосредственного участия в формировании упрочняющей фазы сильно усиливает эффект вторичного твердения [4].

Рисунок убран из работы и доступен только в оригинальном файле.

Рис.1. Сечение диаграммы состояния системы Fe – Cr – C при20оС [5]

Хром способствует сохранению высокого сопротивления пластической деформации при нагреве до 400–500оС. Пределы прочности и текучести составляют 80% от их значений при 20оС. Кроме того, хром повышает устойчивость против окисления при нагреве до 600–650оС и против разъедающего действия ряда сред.

При снижении содержания хрома с 5 до 3% изменяется состав карбидных фаз; в стали с 3% хрома присутствуют карбиды Ме3С наряду с карбидами Ме23С6 и Ме6С, что немного уменьшает теплостойкость и предел текучести при температурах выше 400–500оС.

Увеличение количества хрома с 5 до 8% несколько повышает окалиностойкость, но снижает теплостойкость; твердость не ниже 45HRC у стали 4Х8В2С сохраняется при отпуске до 580оС, а у стали 4Х5В2ФС (с таким же количеством вольфрама) – до 600оС. Кроме того, из-за роста карбидной неоднородности, неизбежного с увеличением хрома, снижаются вязкость и пластичность штампов в крупных сечениях.

Наиболее заметное влияние на окалиностойкость, а следовательно, на износостойкость хром оказывает при содержании с 2,5 до 3,5–4% (рис. 2).

Рисунок убран из работы и доступен только в оригинальном файле.

Рис. 2. Влияние хрома на окалиностойкость при 600оС стали с 0,4% С; 8%W и 0,5% V [1]

К числу ограничений использования хрома в качестве легирующего элемента относится прежде всего резкое увеличение карбидной неоднородности при введении его в количествах, превышающих 4–5%. Наличие грубых строк и остатков сетки первичных карбидов в сталях с 6–12% Cr наряду с трудностями технологического характера (снижение пластичности при повышенных температурах, возрастание опасности локальных оплавлений при нагреве слитков под деформацию и др.) существенно снижает их эксплуатационные свойства. Неравномерность распределения «внутренних» концентраторов напряжений, особенно возрастающая при термической обработке вследствие образования вокруг скоплений карбидов обогащенных углеродом и легирующими элементами зон, приводит к заметному уменьшению прочности, пластичности, сопротивления усталостной повреждаемости и износостойкости высокохромистых сталей в условиях динамического нагружения.

Следует отметить, что увеличение содержания хрома выше 5% наряду с усилением карбидной неоднородности вызывает также повышение чувствительности к перегреву. Этот недостаток присущ сталям, легированным 1–2% W (Mo) и 0,3–0,8% V [1].

В штамповых сталях для горячего деформирования необходимо жесткое регламентирование содержания хрома, так как он ускоряет их разупрочнение, начиная с 2–3%, что связано со значительным возрастанием скорости коалесценции карбидов.

Также хром даже при относительно невысоких концентрациях обладает значительной склонностью к дендритной ликвации, большей, чем вольфрам, марганец и кремний. Это может привести к неблагоприятным структурным изменениям – усилению карбидной полосчатости, неоднородности, отклонениям от равновесного фазового состава и др.

Учитывая вышеприведенные факторы, содержание хрома в штамповых сталях для холодного деформирования ограничивают, как правило, 3,5–4,5%; в штамповых сталях для горячего деформирования: 4–5% и 2–3% Сr для сталей повышенной (4Х5МФС, 4Х4ВМФС) и высокой теплостойкости (типа 4Х2В5ФМ, 5Х3В3МФС) соответственно и 1–2% Cr в сталях умеренной теплостойкости и повышенной вязкости [4].

Влияние вольфрама и молибдена

Повышение содержания вольфрама в комплекснолегированных штамповых сталях для холодного деформирования увеличивает их устойчивость против перегрева, смещая температуру начала интенсивного роста зерна к 1070–1100оС в сталях типа Х4МФ уже при введении 2–3% W. Аналогичный эффект при легировании вольфрамом наблюдается и в сталях для горячего деформирования, содержащих не более 0,5–1% V. В этой группе сталей при подобном изменении химического состава происходит более заметное снижение твердости после закалки, чем при увеличении содержания молибдена. В сталях повышенной теплостойкости увеличение концентрации вольфрама с 2 до 3% вызывает значительный рост твердости после закалки и величины действительного зерна аустенита при нагреве до 1150–1180оС.

Молибден несколько повышает устойчивость против перегрева сталей типа 4Х4В2М2ФС, но оказывает противоположное влияние на поведение при нагреве сплавов с повышенным содержанием углерода (~ 1%, типа Х4В2М2Ф1) [4].

Вольфрам и молибден эффективно повышают теплостойкость. Теплостойкость возрастает наиболее значительно при увеличении содержания вольфрама до 8% (рис. 3).

Вольфрам (и в меньшей степени молибден) задерживают коагуляцию карбидов, выделяющихся по границам зерен и некоторым кристаллографическим плоскостям, и усиливают дисперсионное твердение при отпуске, но при увеличении их содержания ухудшается вязкость. Это отрицательное влияние вольфрама значительнее его измельчающего воздействия на зерно. Вольфрам усиливает также карбидную неоднородность, из-за чего дополнительно снижаются механические свойства в крупных сечениях.

Рисунок убран из работы и доступен только в оригинальном файле.

Рис. 3. Влияние вольфрама на теплостойкость стали с 0,35% С; 3% Сr; 0,5% V [1]

В сталях с молибденом дисперсионное твердение наступает при более низких температурах отпуска, несколько сильнее повышается вторичная твердость. Выделяющийся карбид обладает большей способностью к коагуляции, вследствие чего молибденовая сталь в сравнении с вольфрамовой имеет лучшую вязкость, но несколько меньшую теплостойкость. Также молибден подавляет склонность к отпускной хрупкости вследствие благоприятного воздействия на состояние границ зерен. Содержание молибдена, несмотря на его эффективное влияние, устанавливают не выше 2,5–2,8%, так как он усиливает обезуглероживание [1].

В штамповых сталях для холодного деформирования наиболее благоприятная структура и требуемые механические свойства достигаются при содержаниях вольфрама порядка 2–3%. Обязательным условием обеспечения повышенной работоспособности подобный сталей является легирование молибденом, который при увеличении его концентрации до 2% усиливает дисперсионное твердение при отпуске и повышает сопротивление смятию; более 2% Mo способствуют обезуглероживанию стали, снижению прочности при изгибе и ударной вязкости.

В штамповых сталях для горячего деформирования увеличение концентрации вольфрама повышает теплостойкость до определенных пределов. Такими пределами являются 1,0–2% W в сталях типа 4Х4ВМФС и ~ 3% в сталях типа 5Х3В3Ф2МС. Содержание молибдена, как правило, составляет 1,5–3% [4]. Молибден в этих сталях с заменяет вольфрам в соотношении 1 : 2.

Стали, в которых молибден заменяет более 2–3% W, имеют меньшую карбидную неоднородность. Молибден при замене 3–4% W (и одинаковом ванадии) почти не изменяет теплостойкости, вследствие чего прочностные свойства вольфрамомолибденовых сталей при нагреве такие же, как вольфрамовых [1]. Выбор конкретный соотношений между вольфрамом и молибденом определяется условиями эксплуатации инструмента и он должен быть экономически обоснован.

Влияние ванадия

Ванадий оказывает эффективное влияние на процессы собирательной рекристаллизации и существенно уменьшает чувствительность штамповых сталей к перегреву. В относительно невысоколегированных сталях (типа 5ХНМ, 7ХГ2ВМ и др.) его действие оказывается заметным уже при содержании порядка 0,10–0,30%. Для других групп сталей, содержащих карбиды типа М7С3, М6С, М23С6, требуется большее количество ванадия для существенного смещения температур начала интенсивного роста зерна.

На механические свойства ванадий оказывает неоднозначное влияние. Уменьшая чувствительность к перегреву, при содержаниях до 1% он может повышать прочность и пластичность высокоуглеродистых и среднеуглеродистых (~ 0,4% С) штамповых сталей.

Положительное влияние ванадия на сопротивление хрупкому разрушению сплавов типа Х4В2МФ, 17Х6Ф4М после отпуска при 150–350оС сохраняется также при легировании до 2–4% V. После обработки на первичную твердость (60–62 HRC) такие стали имеют прочность при изгибе и ударную вязкость около 300–350 и 5–8 кГс×м/см2 против 230–270 и 2–4 кГс×м/см2, для аналогичных сплавов, но с 0,5–1% V. При высокотемпературном (≥500оС) отпуске ванадий при повышенных его содержаниях действует в противоположном направлении, т. е. уменьшает пластичность штамповых сталей как горячего, так и холодного деформирования. Наряду с увеличением опасности преждевременного хрупкого разрушения снижение пластичности высокованадиевых сталей после обработки на вторичную. твердость может приводить также к уменьшению износостойкости в условиях динамического нагружения из-за скалывания и микровыкрашивания.

Увеличение содержания ванадия с 0,4 до 0,8% усиливает дисперсионное твердение (рис. 4) и улучшает теплостойкость, но снижает вязкость. Вследствие интенсивного развития дисперсионного твердения, наступающего при увеличении количества ванадия с 0,35 до 1%, вязкость снижается с 2,3–2,5 до 1,6–1,8 кг×м/см2 при 20° C и с 3,8–4,0 до 3–3,5 кг×м/см2 при 650°C. Рекомендуется стали с 0,5% V (4Х5МС) применять для работы при нагреве до 580–590оС, а с 1% V (4Х5В2ФС и типа 4Х5МФС) – при нагреве до 640–650оС [1].

Ванадий, также как и хром, обладает сильно выраженной склонностью к дендритной ликвации, но в отличие от него ванадий благоприятно влияет на дисперсность и характер распределения первичных карбидов в высокоуглеродистых сталях.

Рисунок убран из работы и доступен только в оригинальном файле.

Рис. 4. Влияние ванадия на максимальный уровень вторичной твердости, достигаемый в сталях типа Х4В2М1Ф (1), 4Х4ВМФС (2) и 5Х3В3МФС (3) после отпуска при 500–550оС (закалка на зерно № 10)

При введении в состав сталей 3–4% V наблюдается значительное ухудшение шлифуемости (из-за присутствия очень твердого карбида МеС), что ограничивает их широкое применение. Другим недостатком является пониженная окалиностойкость при отжиге и горячей пластической деформации [4].

Влияние кремния и кобальта

Кремний является ферритообразующим элементом и «выклинивает» область существования γ-железа в сплавах системы Fe – Si уже при содержании около 2%. Аналогично влияет он на диаграмму состояния углеродистых сталей (0,5–1% С), однако в этом случае полное завершения α → γ-превращения достигается при содержаниях 3–5% кремния.

Не образуя в сплавах на основе железа соединений с углеродом, кремний практически не оказывает влияния на тип и состав карбидов в штамповых сталях, но вызывает их укрупнение в отожженном состоянии.

Кремний и кобальт интенсифицируют процессы карбидообразования при отпуске и значительно повышают уровень вторичной твердости. В комплекснолегированных штамповых сталях введение этих элементов вызывает прирост упрочнения, не сопровождающийся существенным обеднением твердого раствора легирующими элементами, и обусловленный в основном повышением дисперсности выделяющихся при старении карбидов. Однако кремний, смещающий в сторону более низких температур отпуска «пик» вторичной твердости (при содержаниях ≥1,5%), и кобальт, не изменяющий практически его положения, увеличивают скорость разупрочнения при высоком (620–650°C) нагреве. В связи с этим содержание кремния в штамповых сталях для горячего деформирования ограничивают 0,5–0,8% [4].

Кремний влияет аналогично хрому на механические свойства стали и стойкость к окислению. Кобальт повышает вторичную твердость и теплостойкость, но не улучшает окалиностойкости, необходимой для работы при высоких температурах. Также к недостаткам легирования кобальтом относится склонность штамповых сталей к обезуглероживанию [1]. Использование кобальта целесообразно и оправдано при введении его в низкоуглеродистые сплавы (0,1–0,2% С) для горячего деформирования с интерметаллидным и комплексным упрочнением.

Необходимо отметить, что ограничения, связанные с отрицательным влиянием рассматриваемых элементов на теплостойкость практически снимаются для штамповых сталей холодного деформирования, которые нагреваются при эксплуатации не выше 350–450оС. Исследования показали, что легирование кремнием и кобальтом сталей типа Х4В2Ф2М в количествах до 3–4 и 5% соответственно позволяет значительно повысить вторичную твердость (до 64–67 HRC), а также сопротивление малым пластическим деформациям. Однако повышая указанные свойства данные элементы снижают ударную вязкость и прочность при изгибе, кобальт в этом направлении влияет сильнее [4].

Влияние никеля и марганца

Легирование сталей никелем и марганцем повышает прокаливаемость. Этим определяется целесообразность легирования ими штамповых сталей, предназначенных для изготовления крупногабаритных инструментов. Мало изменяя чувствительность к перегреву и, как следствие, оптимальные температуры закалки, никель и марганец сильно понижают критическую скорость охлаждения.

Никель эффективно повышает пластичность, что очень важно для материалов, испытывающих воздействие динамических нагрузок. Это его положительное свойство проявляется, однако, когда подавляются другие (вредные) последствия легирования стали никелем. К их числу относится ускорение процесса выделения карбидов по границам. Вызывая снижение пластичности, этот процесс сопровождается также обеднением твердого раствора карбидообразующими элементами и снижением теплостойкости стали. Легирование никелем стали 4Х4ВМФС способствует ускорению теплового разупрочнения, а также охрупчиванию при температурах испытаний 20–400оС. Кроме того заметно снижается сопротивление термической усталости. Аналогичным образом влияет добавление в эту сталь марганца, который дополнительно увеличивает коэффициент термического расширения и ухудшает теплопроводность. Таким образом, легирование никелем и марганцем теплостойких сталей для горячего деформирования является нецелесообразным.

Применяется легирование штамповых сталей повышенной прокаливаемости и вязкости для горячего деформирования никелем и марганцем в количествах 1,5–2% и 0,5–1% соответственно.

Введение этих элементов в пределах 1,5–2% Mn и 0,5–1,0% Ni весьма целесообразно и для малодеформирующихся сталей повышенной вязкости (типа 7ХГ2ВМ, 7ХГНМ) для холодного деформирования.

Марганец и никель увеличивают количество остаточного аустенита, но не предотвращают его распад под воздействием циклически изменяющихся напряжений при эксплуатации штампов. Это делает недопустимым легирование данными элементами вторичнотвердеющих штамповых сталей с высоким сопротивлением смятию.

В общем случае для инструментальных сталей содержание никеля и марганца не должно превышать 0,4%. Допустимо повышение содержания никеля до 06–0,8%, тогда немного возрастают прочность и вязкость ряда сталей. [4]

1.1.4 Термическая обработка штамповых сталей для горячего деформирования

Цель окончательной термической обработки – получение в готовом инструменте оптимального сочетания основных свойств: твердости, прочности, износостойкости, вязкости и теплостойкости.

Наиболее распространенный технологический процесс окончательной термической обработки инструмента для горячего деформирования состоит из закалки и отпуска. Большое разнообразие условий работы такого инструмента предопределяет не только применение различных сталей, но и необходимость получать в каждом конкретном случае оптимальное для данных условий сочетание свойств за счет правильного выбора режимов термической обработки. При этом в зависимости от назначения инструмента возможен выбор разных температур нагрева под закалку, закалочных сред и способов охлаждения, температур отпуска. Режимы закалки и отпуска не универсальны, а их следует назначать дифференцированно в соответствии с условиями работы инструмента.

В частности, следует учитывать, что при повышении температуры нагрева под закалку возрастает теплостойкость и прокаливаемость штамповых сталей, но из-за укрупнения зерна снижается их вязкость. Поэтому, например, для прессового инструмента, работающего с большим разогревом, но без значительных динамических нагрузок, целесообразно повышать температуру нагрева под закалку для получения большей теплостойкости.

Вместе с тем при выборе режимов закалки и отпуска следует учитывать их влияние на деформацию инструмента в процессе термической обработки и возможность последующей механической обработки.

Повышение температуры отпуска, как правило, повышает вязкость стали, но снижает ее твердость, прочность и износостойкость. В связи с этим для сохранения износостойкости и твердости стали температуру отпуска выбирают пониженной, однако не ниже температуры разогрева инструмента при эксплуатации.

Широкое распространение в технике получила сталь 5ХНМ, имеющая высокую технологичность, оптимальные механические свойства, прокаливаемость. Также для инструмента небольших габаритов применяются стали марок 5ХНВ, 5ХГСВФ, 5ХНСВ, 5ХГМ и др. Для очень крупного инструмента пригодны стали типа 27Х2НМВФ и типа 30Х2НМФ, 30Х2М1ФН3. В основном данные марки сталей применяются для изготовления молотовых штампов [1].

Таблица 1. Химический состав сталей для горячего деформирования (ГОСТ 5950–73) [1]

--------------------------------------------------
Сталь | C | Mn | Si | Cr | Ni | W | Mо | V |
---------------------------------------------------------
5ХНМ | 0,5–0,6 | 0,5–0,8 | ≤ 0,35 | 0,5–0,8 | 1,4–1,8 | – | 0,15–0,3 | – |
---------------------------------------------------------
5ХНВ | 0,5–0,6 | 0,5–0,8 | ≤ 0,35 | 0,5–0,8 | 1,4–1,8 | 0,4–0,6 | – |
---------------------------------------------------------
3Х2В8Ф | 0,30–0,40 | 0,15–0,40 | 0,15–0,40 | 2,20–2,70 | – | 7,50–8,50 | – | 0,20–0,50 |
---------------------------------------------------------
4Х5В2ФС | 0,35–0,45 | 0,15–0,40 | 0,80–1,20 | 4,50–5,50 | – | 1,60–2,20 | – | 0,60–0,90 |
---------------------------------------------------------
4Х5МФ1С | 0,37–0,44 | 0,15–0,40 | 0,80–1,20 | 4,50–5,50 | – | – | 1,20–1,50 | 0,80–1,10 |
--------------------------------------------------------- -------------------------------------------------- --------------------------------------------------

--------------------------------------------------------- --------------------------------------------------

Обобщенная технологическая схема обработки инструмента для горячего деформирования из полутеплостойкой стали повышенной вязкости:

1) горячая пластическая деформация (ковка);

2) отжиг;

3) механическая обработка;

4) закалка и отпуск;

5) механическая обработка.

Для деформирования алюминиевых сплавов применяются стали с5% Cr: 4Х5В2ФС и типа 4Х5МС (или 4Х5МФС). При изготовлении матриц крупных размеров применяют стали с 3% Cr (типа 4Х3МС), так как они лучше сохраняют пластичность в больших сечениях.

Для деформирования медных сплавов, выполняемого при более высоком нагреве, нужны стали повышенной теплостойкости. Для пуансонов применяют стали 3Х2В8Ф и 4Х5В4ФСМ. Рекомендуется использовать также сталь 6Х3В9Ф, отличающуюся высоким сопротивлением продольному изгибу и износу.

Для деформирования стали при ударных нагрузках и необходимости резкого охлаждения, обеспечивающего интенсивный цикл работы, т. е. в условиях, когда нужна высокая разгаростойкость, а нагрев рабочего слоя не достигает высоких значений, более пригодны стали 4Х5В2ФС и типа 4Х5ВМС и 4Х3МС. Эти стали применимы, в частности, для скоростной штамповки.

Для более тяжелых температурных условий, а также деформирования труднообрабатываемых сплавов необходимы стали повышенной теплостойкости (3Х3В8Ф, 4Х3В5М3Ф). [1]

Твердость инструмента и последовательность операций механической и термической обработки определяются его размерами, формой и условиями эксплуатации.

Штамповые стали для изготовления ножей и пил горячей резки должны сохранять свои свойства в условиях повышенного износа при нагреве и значительных динамических нагрузках. Для рубки мягких материалов или в случае высокого нагрева пригодны стали повышенной разгаростойкости 4Х5В2ФС или типа 4Х3ВМС, так как они обладают хорошей вязкостью при достаточной теплостойкости.

Для работы при очень высоком нагреве рекомендуется сталь повышенной теплостойкости 4Х5В4ФСМ.

Для облегченных условий и при меньшем нагреве можно применять более дешевую сталь 6ХС или сталь 5ХВ2С. [5]

Предварительная обработка

ГОРЯЧАЯ ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ

Пониженная деформируемость штамповых сталей по сравнению с конструкционными обусловлена их меньшей пластичностью вследствие более высокой легированности твердого раствора, больших количеств карбидных фаз и степени ликвации при кристаллизации.

Температуры нагрева под ковку (прокатку) выбирают из условий достижения наиболее высокой пластичности в достаточно широком интервале температур, что определяется химическим составом стали и массой слитка. Температуры окончания пластической деформации устанавливают с учетом того, чтобы избежать образования трещин и рванин и подготовки необходимой структуры (размера зерна аустенита, распределения и дисперсности избыточных фаз и др.), обеспечивающей высокие механические свойства после окончательной термической обработки. Для полутеплостойких сталей повышенной вязкости температуры начала ковки 1150–1180оС, окончания 850–880оС. Для теплостойких штамповых сталей начало ковки при 1160–1180оС; конец ковки при 850–925оС [1].

При выполнении ковки необходимо добиваться максимально однородной структуры. Наиболее широко применяемой схемой ковки слитков штамповых сталей (на молотах и прессах) является протяжка в осевом направлении. Такая схема деформирования дает повышенную анизотропию механических свойств, поэтому рекомендуется ряд схем ковки, обеспечивающих более равномерную структуру. К ним относятся: ковка слитков в поперечном направлении, комбинированная ковка со сменой операций вытяжки и осадки, ковка со сменой направления вытяжки, всесторонняя ковка. Всесторонняя ковка с осадкой способствует устранению дендритной ликвации.

Для повышения однородности структуры в более крупных заготовках из высокохромистых, а также высоколегированных штамповых сталей для горячего деформирования рекомендуется ковка по следующей схеме: осадка на 1/3 высоты с обратной вытяжкой до исходных размеров; затем 2–4 осадки до размеров H < D (H – высота, D – диаметр полуфабриката) с вытяжкой в направлении, перпендикулярном образующей цилиндра – полуфабриката; оформление окончательных размеров [4].

Штамповые стали, особенно высоколегированные, склонны к образованию термических трещин при охлаждении на воздухе. Поэтому после ковки их охлаждают замедленно:

1) в неотапливаемых колодцах или термостатах;

2) на воздухе до 700оС, а более мелкие до 450–500оС, чтобы задержать выделение карбидов по границам зерен, а затем в футерованной яме или в песке. Можно не допуская охлаждения ниже 700оС и 450оС, помещать поковки в печь для отжига или высокого отпуска.

ЧЕРНОВАЯ ТЕРМООБРАБОТКА

Отжиг выполняют лишь при необходимости измельчения структуры слитков или крупных заготовок, мало обжатых при пластической деформации. В остальных случаях можно ограничиться высоким отпуском, после которого сталь приобретает примерно такую же структуру, как и после отжига.

Назначение отжига (отпуска) – перекристаллизация стали для измельчения зерна и получения низкой твердости, а также структуры зернистого перлита, как наиболее удовлетворяющей последующей закалке. Наиболее целесообразно применять изотермический отжиг, включающий нагрев до температур, близких или немного выше Ас1, выдержку после прогрева металла (определяется массой садки) не менее 2–3 часов, медленное охлаждение с печью до температур несколько ниже Аr1, выдержку продолжительностью 3–4 часа, медленное охлаждение до 600–650оС, затем на воздухе. Преимуществом изотермического отжига является получение более однородной структуры после последующей закалки, особенно для сталей с небольшим содержанием карбидной фазы [4].

Для полутеплостойких сталей повышенной вязкости температуры отжига и высокого отпуска составляют соответственно 760–800оС и 650–690оС. Данные стали чаще подвергают отпуску, чем отжигу, так как переохлажденный аустенит этих сталей имеет особо высокую устойчивость, а температура его минимальной устойчивости весьма низкая. Эти факторы значительно увеличивают продолжительность отжига, снижают скорость коагуляции карбидов и поэтому затрудняют получение низкой твердости [6].

Вольфрамовые стали для предупреждения порчи теплостойкости лучше отпускать, а не отжигать. Вольфрамомолибденовые стали в крупных поковках отжигают, мелкие поковки рационально отпускать. Температура отжига составляет примерно 800–850оС, а температура отпуска 700–780оС [1].

Стали в состоянии поставки

По структурному признаку полутеплостойкие стали повышенной вязкости – доэвтектоидные или близкие к эвтектоидным (при 0,5–0,55% С). Структура их после отжига – пластинчатый перлит с участками феррита.

Сталь 5ХНСВ, легированная кремнием, имеет твердость 217–241 НВ, остальные стали – 197–241НВ [1].

Теплостойкие стали поставляют после отжига; вольфрамовые – чаще после высокого отпуска. Структура – сорбитообразный перлит. Карбидная неоднородность наблюдается в виде полосчатости, а в сечении более 100 мм у вольфрамовых сталей возможна карбидная сетка. В структуре не допускается нафталиновый излом.

Твердость после отжига (высокого отпуска), НВ:

4Х5В2ФС, 4Х2В5ФМ, 4Х3В5М3Ф 180–220

3Х2В8Ф, 4Х8В2, 4Х5В4ФСМ, типа 3Х3В8Ф 207–255

стали с >8% W или 5% Mo 228–262

Обезуглероженный слой не должен превышать норм, указанных ГОСТом 5959–63. Стали необходимо проверять на отсутствие флокенов.

Режимы закалки и отпуска

Для полутеплостойких сталей повышенной вязкости температура нагрева под закалку составляет 830–870оС в зависимости от марки стали с предварительным подогревом при 600–620оС.

Температуры закалки [1]:

сталь типа 27Х2НМВФ, 30Х2НМФ………………………...950–975оС;

сталь типа 40ХН3М……………………………………………..850–870оС;

сталь типа 5ХНСВ……………………………………………....840–860оС;

сталь типа 5ХНМ, 5ХНВ, 5ХГМ……………………….……820 860оС.

Высокий отпуск проводится для получения сорбитной структуры (температура отпуска 500–600оС, скорость нагрева 40–50 град/час). Охлаждение после отпуска на воздухе. Инструмент обрабатывается, как правило, на твердость 35–40 HRC или 40–46 HRC.

Температуры нагрева под закалку и отпуск теплостойких сталей для горячего деформирования приведены в табл. 2.

Таблица 2. Температуры закалки и отпуска теплостойких сталей повышенной вязкости [1]

--------------------------------------------------
Сталь | Закалка |

Температура отпуска, оС, на твердость, HRC

|
---------------------------------------------------------

Температура нагрева, оС

| Твердость, HRC | 50 | 45 |
---------------------------------------------------------
Стали повышенной разгаростойкости |
---------------------------------------------------------
4Х5В2ФС | 1060–1080 | 52–54 | 580–590 | 610–620 |
---------------------------------------------------------
Типа 4Х5МС,4Х5ВМС | 1050–1020 | 58–60 | 560–570 | 600–610 |
---------------------------------------------------------
Типа 4Х5МФС | 1010–1040 | 52–54 | 580–590 | 610–620 |
---------------------------------------------------------
4Х8В2 | 1000–1100 | 53–56 | 540–550 | 580–590 |
---------------------------------------------------------
4Х3ВМФС, типа 4Х3МС | 980–1020 | 53–56 | 400–420 | 430–450 |
---------------------------------------------------------
7Х3 | 830–860 | 59–61 | _ | 480–580 |
---------------------------------------------------------
Типа 2Х12В3МФ | 980–1020 | 53–55 | 580–600 | 610–620 |
---------------------------------------------------------
Стали повышенной стойкости |
---------------------------------------------------------
3Х2В8Ф | 1080–1110 | 54–56 | 600–610 | 640–650 |
---------------------------------------------------------
Типа 3Х3В8Ф | 1130–1150 | 56–58 | 615–625 | 660–670 |
---------------------------------------------------------
Типа 4Х3В11 | 1170–1200 | 56–58 | 630–640 | 670–680 |
---------------------------------------------------------
Типа 5Х3В15, 5Х4В18 | 1180–1220 | 56–58 | 650–660 | 680–690 |
---------------------------------------------------------
Типа 6Х4В9Ф | 1080–1100 | 58–60 | 580–610 | 610–620 |
---------------------------------------------------------
4Х5В4ФСМ | 1060–1070 | 54–56 | 600–610 | 620–630 |
---------------------------------------------------------
4Х2В5ФМ | 1060–1080 | 54–56 | 610–620 | 630–640 |
---------------------------------------------------------
4Х3В5М3Ф | 1110–1130 | 52–54 | 625–635 | 670–680 |
---------------------------------------------------------
Типа 6Х4В6М5, 6Х4В2М8 и 3Х4М6 | 1130–1150 | 56–58 | 650–660 | 680–690 |
--------------------------------------------------------- --------------------------------------------------

При закалке важной задачей является защита от обезуглероживания; поскольку температуры закалки – высокие. Обязательно применение мер защиты; наиболее целесообразен нагрев в контролируемых атмосферах или в вакууме.

После закалки данные стали рекомендуется подстуживать на воздухе до 950–900оС, а затем охлаждать в масле.

Операцию отпуска выполняют немедленно после закалки с целью предупреждения трещин. Как правило, отпуск производят на твердость 45 HRC в штамповых сталях, предназначенных для высадки и выдавливания; 48–53 HRC для ножей и пил горячей резки.

Поскольку при нагреве для отпуска в структуре сохраняется много аустенита, целесообразно проведение двукратного отпуска. Температура второго отпуска может быть на 10–20оС ниже, а его продолжительность на 20–25% меньше, чем первого отпуска. Охлаждение после отпуска проводится на воздухе.

1.1.5 Влияние термической обработки на свойства штамповых сталей

Служебные свойства штампового инструмента и его стойкость в значительной степени определяются соответствующим назначением марки стали, ее термообработкой и условиями эксплуатации инструмента.

Закалка проводится для растворения значительной части карбидов и получения высоколегированного мартенсита (рис. 5). Поэтому температуры закалки – повышенные и ограничиваются лишь необходимостью сохранить мелкое зерно и достаточную вязкость.

Рисунок убран из работы и доступен только в оригинальном файле.

Рис. 5. Влияние температуры закалки на твердость стали 3Х2В8Ф при нагреве; отпуск 600оС [1]

Последующий отпуск вызывает дополнительное упрочнение вследствие дисперсионного твердения. Для повышения вязкости его выполняют чаще всего при более высоких температурах на более низкую твердость: 45–52 HRC и трооститную структуру. Сталь получает менее легированный феррит, а коагуляция выделившихся карбидов при отпуске протекает полнее.

Теплостойкость штамповых сталей определяется составом твердого раствора. Она возрастает с повышением температуры закалки сначала значительно, когда растворяется большая часть вторичных карбидов, а затем более медленно, но при значительном росте зерна.

Нагрев до 1100оС создает достаточно полное насыщение аустенита (мартенсита) и высокие прочностные свойства. Больший нагрев излишен; он уже мало улучшает теплостойкость, но вызывает значительный рост зерна у стали 3Х2В8Ф до балла 8 (при 1150оС) и сильно ухудшает вязкость, пластичность и разгаростойкость.

Изменение твердости и прочности в отличие от теплостойкости характеризуется кривой с максимумом (рис. 6).

Рисунок убран из работы и доступен только в оригинальном файле.

Рис.6. Влияние температуры закалки стали типа 4Х5МС на твердость

С повышением нагрева в области более низких температур они возрастают из-за растворения комплексных карбидов (повышается легированность аустенита и насыщенность его углеродом), а после более высокого нагрева снижаются из-за роста зерна и напряжений. Однако прочность отпущенной стали возрастает с повышением температуры закалки благодаря упрочняющему влиянию дисперсных карбидов, выделяющихся при отпуске.

Рассмотрим влияние температуры отпуска. Отпуск 200–350оС немного снижает твердость из-за выделения и коагуляции цементитного карбида. Отпуск стали 4Х5В2ФС при 530–550оС, а стали типа 4Х5МС при 480–500оС создает вторичную твердость; она возрастает на 0,5–1HRC вследствие дисперсионного твердения (рис. 7).

При 500–550оС выделяется промежуточный карбид типа Ме2С. Выше 550–600оС выделяется карбид Ме6С в сталях с вольфрамом и карбиды Ме23С и Ме6С в сталях с молибденом. Отпуск выше 600–625оС усиливает коагуляцию карбидов.

Рисунок убран из работы и доступен только в оригинальном файле.

Рис. 7. Твердость сталей 4Х5В2ФС и типа 4Х5МС в зависимости от температуры отпуска [4]

Твердость штампов рационально устанавливать равной 47–50HRC. При большей твердости быстрее образуются трещины разгара, а при меньшей снижается износостойкость.

Характерно влияние температуры закалки на предел текучести отпущенной стали. С повышением нагрева предел текучести повышается, что вызвано более полным развитием дисперсионного твердения при отпуске. Дальнейший нагрев снижает предел текучести, так как влияние наступающего интенсивного роста зерна становится преобладающим.

Теплостойкие штамповые стали имеют предел текучести 135–165 кГ/мм2 при 20оС и 90–110 кГ/мм2 при 600–650оС, что обеспечивает достаточную формоустойчивость штампа [1].

Вязкость отпущенной стали изменяется в зависимости от температуры закалки подобно прочности, но достигаемый максимум вязкости сдвинут к более низким температурам. Закалка с невысоких температур повышает вязкость благодаря растворению карбидов, присутствующих в отожженной стали по границам зерен. При повышении температур закалки вязкость уменьшается из-за усиления при отпуске дисперсионного твердения и образования более легированного мартенсита.

Дисперсионное твердение, проходящее при отпуске, снижает вязкость (рис. 8). Штампы необходимо отпускать несколько выше температур развития дисперсионного твердения для повышения вязкости и пластичности.

Рисунок убран из работы и доступен только в оригинальном файле.

Рис.8. Вязкость в зависимости от температуры отпуска [1]

Вязкость и пластичность в большой степени определяют разгаростойкость сталей с трооститной структурой; она возрастает при их повышении (рис. 9).

Рисунок убран из работы и доступен только в оригинальном файле.

Рис. 9. Влияние твердости после отпуска на разгаростойкость сталей (проведено 100 циклов испытаний) [1]

Рисунок убран из работы и доступен только в оригинальном файле.

──── относительное сужение

─ ─ ─ относительное удлинение

Рис. 10. Относительное удлинение и сужение сталей; закалка на зерно 10; отпуск на твердость 50HRC [1]

Изменение плотности стали и линейных размеров образцов характеризуется тем, что эти параметры с повышением температуры сначала увеличиваются, а затем уменьшаются вследствие влияния возрастающего количества остаточного аустенита.

Относительное сужение штамповых сталей – не ниже 25% при 20оС и 30–40% (у некоторых вольфрамовых 8–10%) при 650оС (см. рис. 10).

Дефекты, которые могут возникнуть при термообработке, также влияют на свойства и структуру сталей.

Обезуглероживание может вызвать трещины вследствие разности объемных изменений, происходящих при закалке в обезуглероженном и нижележащих слоях, что резко снижает стойкость инструмента.

Вольфрамовые и вольфрамомолибденовые стали чувствительны к образованию нафталинистого излома. Сталь с таким браком имеет крупное зерно, во много раз превосходящее зерно нормальной стали; одновременно могут присутствовать и более мелкие зерна. Сталь с нафталинистым изломом не отличается по твердости и теплостойкости от стали с нормальным изломом, но имеет пониженную вязкость и стойкость.

Причина возникновения нафталинистого излома – выполнение вторичной закалки без промежуточного высокого отпуска (или отжига). Устранить нафталинистый излом и восстановить нормальную вязкость сложно. Нужен многократный и длительный отжиг или еще более длительный отпуск.

1.2 Патентный поиск

Создание высокопроизводительных инструментов связано, в первую очередь, с проблемой получения таких материалов, которые могли бы противостоять тяжелым условиям работы. Поэтому вопросам, связанным с разработкой новых марок сталей, уделяется большое внимание.

Таблица 3. Сведения о разработанных патентах

--------------------------------------------------
Номер патента, заявки и дата публикации | Авторы | Название патента и краткое описание изобретения |
---------------------------------------------------------
1 | 2 | 3 |
---------------------------------------------------------

50949

2001096519

15.11.2002

| Тюрин М. Ф., Белик О. В., Овчинников В. О., Царицин Е. А. | Штамповая сталь. Предложена сталь, отличающаяся дополнительным содержанием V и Ca при соотношении компонентов (в %): С 0,45–0,65; Si 0,9–1,7; Mn 1,3–1,6; Cr 1,5–2,5; V 0,3–0,8; W 0,2–0,5; Ca 0,001–0,005; Mo 0,5–0,8; Al 0,04–0,1. Результатом изобретения является улучшение механических свойств, в том числе и износостойкости стали. |
---------------------------------------------------------

57093

200010058

16.06.2003

| Терехов В. М., Артамонов Ю. В. | Инструментальная сталь. Для режущего инструмента предлагают сталь, которая отличается от известного дополнительным содержанием бора при следующем соотношении компонентов (в %): С 0,1–0,35; Si 0,2–1,5; Mn 0,3–1,0; Cr 0,5–3,5; V 0,1–0,5; W 8–15; Cо 15–17,8; Mo 7–12; Ti 0,16–0,80; В 0,005–0,015. |
---------------------------------------------------------

2213799

2002105360/02

10.10.2003

| Исаев Г. А. | Сталь для резки проката и металлического лома. Предложенная сталь содержит (в %): С 0,23–0,35; Si 0,95–1,1; Mn 0,6–0,7; Cr 0,8–0,95; Ni 0,9–1,1; V 0,05–0,15; W 0,6–0,75; Ca 0,001–0,35; P 0,001–0,005; S 0,001–0,005; Cu 0,005–0,18. Техническим результатом изобретения является повышение коррозионной стойкости, ударной вязкости и износостойкости. |
---------------------------------------------------------

6663726

2000379222

16.12.2003

| Abe Yukio, Nakatsu Hideshi, Tamura Yasushi, Kada Yoshihiro | Инструментальная сталь с высокой твердостью для холодной деформации, обладающая высокой обрабатываемостью резанием в термически упрочненном состоянии, инструмент и способ его изготовления. Предлагают сталь. обладающую высокой твердостью (более 50 HRC) и хорошей обрабатываемостью резанием после упрочняющей термической обработки. Сталь содержит (в %): С 0,3–0,5; Si 0,7–2,0; Mn 0,1–2,0; Cr 0,1–1,5; W и Мо до 3,5 (каждого); S 0,08–0,25. Инструмент для холодной деформации изготавливают после закалки и отпуска, проводя обработку резанием. |
---------------------------------------------------------

2232201

2003112115/02

10.07.2004

| Ворожищев В. И., Павлов В. В., Козырев Н. А., Тарасова Г. Н. | Сталь. Для ножей резки металлолома предлагают сталь, содержащую (в %): С 0,50–0,60; Si 0,50–0,80; Mn 0,40–0,60; Cr 1,0–1,30; V 0,12–0,20; W 2,20–2,70; N 0,012–0,020; Mo 0,35–0,50; Al 0,15–0,035. Техническим результатом изобретения является повышение эксплуатационной стойкости ножей за счет увеличения прочности и вязкости стали, а также сопротивления хрупкому разрушению. |
---------------------------------------------------------

6761853

2001060782

13.07.2004

| Ishida Kiyohito, Oikawa Katsunar, Fujii Toshimitsu, Matsuda Yukinori | Легкообрабатываемая инструментальная сталь. Предлагают обладающую повышенной обрабатываемостью сталь для изготовления штампов и различного рода инструмента, содержащую (в %): С 0,1–0,6, Ti и/или Zr при сумме Ti + 0,52Zr = 0,03–3,5, а также S, Se, Te при сумме S + 0,4Se + 0,25Te = 0,01–1,0 и содержащую дисперсные выделения комплексной фазы на основе Ti и/или Zr, обеспечивающей повышенную обрабатываемость резанием. |
---------------------------------------------------------

6841122

10/133467

11.01.2005

| Hayano Rinzo, Maeda Iji | Штамповая сталь для горячего деформирования. Предложена сталь, отличающаяся высокой коррозионной стойкостью в среде расплавленного металла и жаропрочностью в среде расплавленного металла, и изготавливаемая из нее оснастка. Сталь содержит (в %): С 0,05–0,10; Si до 0,04; Mn до 0,7; Cr 5,0–13,0; V 0,01–1,0; W 1,0–8,0; Ni до 0,1; N 0,005–0,050; Мо до 2,0; Со 1,0–10,0; В 0,003–0,020 и отдельно или совместно Nb и Ta 0,001–1,0. Для повышения твердости рабочие поверхности могут быть подвергнуты азотированию, цементации и ионной имплантации. |
---------------------------------------------------------

2274673

2004119538/02

20.04.2006

| Зубкова Е. Н., Водопьянова В. П. | Инструментальная штамповая сталь. Предложена сталь, содержащая (в %): С 0,75–0,9; Si 0,1–0,6; Mn 0,1–1,2; Cr 6,8–8,0; V 0,01–0,5; W 1,1–1,5; Ni 0,01–0,4; Мо 5,0–6,0; Со 5,0–6,0; Al 0,01–0,6; S 0,15–0,35. Изобретение направлено на повышение твердости, теплостойкости, износостойкости, обрабатываемости резанием и шлифуемости без ухудшения свариваемости, термообрабатываемости. Высокие показатели износостойкости, обрабатываемости резанием и шлифуемости обеспечиваются защитными сульфидными пленками, образующимися на рабочих поверхностях в процессе эксплуатации, благодаря комплексному легированию серой, молибденом и кобальтом. Высокие значения твердости и теплостойкости достигаются за счет дисперсионного упрочнения при легировании кобальтом и молибденом. |
--------------------------------------------------------- --------------------------------------------------

1.3 Обоснование выбранного направления

Для исследования была выбрана инструментальная сталь 4Х5МФ1С. Данная марка стали применяется для изготовления штампов для горячей деформации и ножей для холодной резки. Последние находят применение в условиях ОАО «НЛМК» для резки углеродистых и электротехнических сталей, поэтому весьма важным является изучение влияния термической обработки на свойства данной стали, так как оптимизация режимов обработки позволит увеличить производительность, стойкость инструмента и положительно скажется при его эксплуатации.

Кроме того, присутствует экономический эффект, так как варьирование температур закалки и отпуска поможет снизить потери материала при изготовлении инструмента за счет уменьшения припуска на обезуглероженный слой.

1.4 Цель исследования

1. Изучить зависимость твердости от температуры закалки и отпуска. Показать, что сталь склонна к вторичному твердению.

2. Изучить зависимость глубины обезуглероженного слоя от температуры закалки.

3. Изучить зависимость размера аустенитного зерна, а значит и пластических свойств, от температуры закалки.

4. Изучить зависимость износостойкости стали от температуры отпуска и типа нанесенного покрытия.

5. Выявить микроструктуру закаленной стали и закономерности растворения карбидов при закалке.

2. Методика исследования

2.1 Материал и обработка

Для проведения исследования была выбрана штамповая сталь для горячего деформирования марки 4Х5МФ1С, выплавленная в условиях завода «Электросталь». Выплавка, разливка и другие операции производились согласно действующей технологической инструкции. Химический состав стали представлен в табл. 4.

Таблица 4. Химический состав стали 4Х5МФ1С

--------------------------------------------------
C | Si | Mn | Cr | W | V | Mo | Ni |
---------------------------------------------------------
0,32 | 1,05 | 0,35 | 5,00 | – | 1,10 | 0,80 | – |
--------------------------------------------------------- --------------------------------------------------

После выплавки сталь была подвергнута горячей пластической деформации (ковке). Начало ковки при 1160оС, конец – при 850оС. Охлаждение после ковки замедленное. В качестве предварительной термической обработки использовался отжиг, предназначенный для измельчения зерна и получения низкой твердости. Температура отжига составила 850оС. В состоянии поставки сталь имела структуру зернистого перлита.

Далее из поковки диаметром 250 мм были вырезаны образцы размером 10×10×55 мм и подвергнуты окончательной термической обработке в цеховых условиях. Образцы с маркировочными номерами 1, 12, 24, 42, 59 были закалены в камерной печи на температуры 950, 1 000, 1 050, 1 070 и 1 100°C. Охлаждение производилось в масле. Образцы с номерами 2, 30, 31, 34, 35, 69, 70, 89, 91, 92 закалены с температуры 1 070°C и подвергнуты отпуску с разными температурными режимами. Кроме того на образцы 30, 89, 91 были нанесены покрытия из нитрида и оксинитрида титана.

Таблица 5. Режимы термообработки экспериментальных образцов

--------------------------------------------------
№ | Маркировка образца | Термическая обработка |
---------------------------------------------------------

Температура закалки, оС

|

Температура отпуска, оС

|
---------------------------------------------------------
1 | 1 | 950 | – |
---------------------------------------------------------
2 | 12 | 1 000 | – |
---------------------------------------------------------
3 | 24 | 1 050 | – |
---------------------------------------------------------
4 | 42 | 1 070 | – |
---------------------------------------------------------
5 | 59 | 1 100 | – |
---------------------------------------------------------
6 | 35 | 1 070 | 230 |
---------------------------------------------------------
7 | 34 | 1 070 | 310 |
---------------------------------------------------------
8 | 31 | 1 070 | 400 |
---------------------------------------------------------
9 | 70 | 1 070 | 530 |
---------------------------------------------------------
10 | 91 | 1 070 | 550 |
---------------------------------------------------------
11 | 30 | 1 070 | 570 |
---------------------------------------------------------
12 | 92 | 1 070 | 570 |
---------------------------------------------------------
13 | 89 | 1 070 | 600 |
---------------------------------------------------------
14 | 69 | 1 070 | 650 |
---------------------------------------------------------
15 | 2 | 1 070 | 660 |
--------------------------------------------------------- --------------------------------------------------

2.2 Методы эксперимента

2.2.1 Выявление микроструктуры

Для изучения микроструктуры образцов необходимо, чтобы их поверхность была специально приготовлена. Изготовление микрошлифа сводится к выполнению следующих операций: шлифование, полирование и травление.

Шлифование производилось на шлифовальной бумаге с постепенным переходом от бумаги марки № 12–3 с зернистостью от 125 до 20 мкм к бумаге марки М40–М5 с зернистостью от 28 до 3,5 мкм (ГОСТ 6456–75).

При переходе от одного номера зернистости к другому образец очищался от абразива и менялось направление шлифования на 90° для полного удаления всех рисок, образовавшихся во время предыдущей операции.

Полировка производилась на специальном полировальном станке, диск которого обтянут фетром, с помощью полировальной жидкости. После полировки образец был промыт водой и высушен фильтровальной бумагой.

Для выявления микроструктуры полированную поверхность микрошлифа подвергали травлению. Выбор состава травителя при этом зависел от конкретной поставленной задачи. В работе использовались следующие реактивы:

1) для выявления аустенитного зерна – пятипроцентный спиртовой раствор пикриновой кислоты, усиленный добавками 0,5–1% алкил-сульфата натрия;

2) для отделения реплик при электролитическом травлении применялся десятипроцентный спиртовой раствор азотной кислоты;

3) для выявления микроструктуры при электролитическом травлении – спиртовой раствор треххлористого железа и лимонной кислоты (0,5 г. FeCl3, 0,5 г. лимонной кислоты, 25мл. спирта).

2.2.2 Методика измерения твердости на приборе Роквелла

Измерение твердости производилось на приборе Роквелла с помощью алмазного конуса с углом при вершине 120° и радиусом закругления в вершине конуса 0,2 мм [12]. Суммарная нагрузка составила 1 500 Н (шкала С). Отсчет производился по черной шкале. Перед работой прибор проверялся с помощью эталона соответствующей твердости, после чего вносилась поправка в полученные значения твердости. Количество произведенных измерений не менее пяти для каждого образца.

2.2.3 Методика измерения микротвердости

Для определения микротвердости исследуемых материалов использовался микротвердомер ПМТ–3 с увеличением 480 крат, принцип работы которого заключается в том, что четырехгранная алмазная пирамида (с углом при вершине между противоположными гранями 136°) вдавливается в испытуемый металл под нагрузкой 2 Н.

Длина диагонали отпечатка определялась по формуле

Значения микротвердости определялись по формуле

Рисунок убран из работы и доступен только в оригинальном файле. (1)

где P – нагрузка на пирамиду, г;

d – длина диагонали отпечатка, мкм.

При измерении необходимо учитывать неизбежный разброс полученных значений вследствие влияния соседних структурных составляющих с иной твердостью, различной толщины испытуемых элементов структуры, ошибки измерения и других причин. Для возможности статистической обработки результатов эксперимента на каждом образце проводили не менее шестидесяти замеров.

2.2.4 Методика определения глубины обезуглероженного слоя

Глубину обезуглероженного слоя определяют различными способами:

1) металлографическими методами, сущность которых заключается в определении глубины обезуглероженного слоя по структуре под микроскопом после соответствующей термообработки и травления;

2) методом замера термоэлектродвижущей силы на обезуглероженной и необезуглероженной поверхностях образца;

3) методом замера твердости;

4) химическим методом. [13]

В данной работе использовались методы замера твердости и микротвердости.

Метод замера твердости заключается в замере твердости образцов, подвергнутых термической обработке [13]. Замеры твердости производились на приборе Роквелла по ГОСТ 9013–59 непосредственно на поверхности образцов. Образец считали необезуглероженным, если его твердость соответствовала норме твердости, установленной по измерениям на необезуглероженной поверхности. В противном случае с поверхности снимался слой металла толщиной до 0,02 мм, и измерения повторялись. Количество проведенных измерений в каждом случае не менее пяти.

Метод замера микротвердости был реализован с помощью микротвердомера ПМТ–3. При измерениях учитывалось расстояние от обезуглероженной поверхности образца. Для возможности статистической обработки полученных данных было проведено по 10 замеров на каждом зафиксированном расстоянии от поверхности.

2.2.5 Выявление и определение величины аустенитного зерна

Выявление аустенитного зерна

Выявление зерна можно производить различными способами: методом окисления, методом цементации, методом нормализации, методом высокотемпературной металлографии [14].

В данной работе был использован метод окисления. Одна плоскость образцов заданной марки стали была последовательно отшлифована на грубой и тонкой наждачной бумаге. Приготовленные образцы помещены в печь обработанной стороной вверх. Заданный технологический режим находился под контролем. Известно, что кислород атмосферы печи, окисляя поверхность металла, наиболее интенсивно проникает по границам аустенитных зерен, и декорирует их. Образцы, охлажденные в воде и отшлифованные тем же номером наждачной бумаги с расчетом, чтобы на поверхности шлифа сохранилось 10–12% окалины (т. е. делался косой шлиф), были отполированы и потравлены [7].

В качестве травителя был применен пересыщенный водный раствор пикриновой кислоты, который сильнее воздействовал на участки, обогащенные кислородом. Избирательное действие пикриновой кислоты усиливалось добавками 0,5–1% алкил-сульфата натрия, а также травлением с той же добавкой в течение 40–50 минут при 80–85оС. По окончании травления шлиф был промыт холодной водой. Произведенное далее легкое полирование улучшило четкость выявленных границ, так как позволило удалить следы травления, окрашивающие поверхности зерен в разные цвета. [1]

Определение величины аустенитного зерна

Определение величины зерна может быть выполнено различными методами. В данной работе использованы следующие из них:

1) метод визуального сравнения видимых под микроскопом зерен с эталонной шкалой;

2) метод случайных секущих;

3) метод измерения длин хорд.

Метод определения величины зерна сравнением с эталонными шкалами. Величину зерна в работе определяли методом сравнения под микроскопом при ув

Здесь опубликована для ознакомления часть дипломной работы "Исследования свойств штамповой стали после термической обработки". Эта работа найдена в открытых источниках Интернет. А это значит, что если попытаться её защитить, то она 100% не пройдёт проверку российских ВУЗов на плагиат и её не примет ваш руководитель дипломной работы!
Если у вас нет возможности самостоятельно написать дипломную - закажите её написание опытному автору»


Просмотров: 696

Другие дипломные работы по специальности "Промышленность, производство":

Технология и организация производства молока

Смотреть работу >>

Изготовление фужера 150 мл методом литья под давлением

Смотреть работу >>

Расчет и конструирование лифтов и комплектующего их оборудования

Смотреть работу >>

Выбор электродвигателя установки и его назначение

Смотреть работу >>

Техническое обслуживание и ремонт холодильного шкафа ШХ-0,8 м

Смотреть работу >>