Термообработка р6м5: Термообработка Р6М5 ? — Термообработка

Содержание

Оптимальный режим термической обработки для резьбовых фрез из стали Р6М5

 

2.1.1 Перлитное превращение

 

Перлитное превращение переохлажденного аустенита носит кристаллизационный характер и по своему механизму является диффузионным. Это следует из того, что аустенит, практически однородный по концентрации углерода, распадается  с образованием феррита (почти чистое железо) и цементита содержащего 6,67 % углерода, то есть смеси фаз, имеющих  резко различную концентрацию углерода.

Первоначально в аустените  появляются зародыши цементита (рисунок 2.2). Они, как правило, появляются на границе зерна аустенита. Рост зародыша цементита происходит за счет диффузии углерода из прилегающих объемов аустенита. Это приводит к обеднению углеродом аустенита, окружающего цементитную пластинку, и способствует превращению его в феррит. Рядом с цементитом выделяется пластинка феррита. Одновременно происходит рост пластинок феррита и цементита. Повторение этого процесса приводит к образованию перлитного зерна. Такой процесс продолжается до столкновения отдельных зерен и превращения всего аустенита.

 

Рисунок 2.2 — Схема возникновения и роста перлитного зерна

 

Чем ниже температура распада  аустенита, тем дисперснее образующаяся феррито-цементитная смесь.

При малых степенях переохлаждения (при700-650 °С) образуется четко дифференцированная ферритно-цементитная смесь перлит. При большей 
степени переохлаждения (при температурах около 600 °С) получается более тонкая смесь, она называется сорбитом. 

При еще большем переохлаждении аустенита (до 500-550 °С) образуется еще более дисперсная смесь: она называется трооститом. При рассмотрении под оптическим микроскопом троостит наблюдается в виде трудно дифференцируемого сильно травящегося фона. Строение троостита выявляется достаточно четко под электронным микроскопом.

Твердость и прочность  феррито-цементитной смеси прямо пропорциональны площади поверхности раздела между ферритом и цементитом.

Поэтому с увеличением  степени дисперсности феррито-цементитной смеси твердость, пределы прочности, текучести и выносливости возрастают.

Наибольшие значения относительного удлинения и относительного сужения  наблюдаются у сорбита. При переходе к трооститу (температура превращения  около 550 °С) пластичность уменьшается.

Уменьшение твердости  быстрорежущих сталей при отжиге достигается за счет обособления в структуре карбидной и ферритной фаз, коагуляции карбидов и приобретения ими глобулярной (зернистой) формы. Чем крупнее включения карбидов и чем ближе их форма к глобулярной, тем мягче сталь после отжига. Чем меньше скорость охлаждения, тем до больших размеров вырастают глобули карбида при распаде аустенита. Регулируя скорость охлаждения, можно получить структуру глобулярного перлита от точечного до крупнозернистого. Более мелкозернистый перлит обладает повышенной твердостью и прочностью.

Для фрез изготовленных из стали Р6М5 был выбран изотермический отжиг холодных заготовок.

Температура отжига составила 870 оС и применялась для получения более высоких свойств. Продолжительность пребывания стали при 870 оС не должна превышать 10-15 часов. Затем сталь охлаждают со скоростью 30-60 оС/час до 720-7500С. Выдержка при 720-750 оС для выравнивая температуры и завершения перлитного превращения должна быть не менее 4-6 часов. После этого сталь охлаждают в печи до 600-650 оС со скоростью 40-50 оС/час, а затем на воздухе.

Структура отожженной быстрорежущей  стали – мелкозернистый (сорбитообразный) перлит и карбиды, мелкие эвтектоидные и более крупные первичные. Количество карбидов около 25 %. Твердость 23-25 HRC. Сталь с такой структурой хорошо обрабатывается резанием. Подавляющее количество легирующих элементов находятся в карбидной фазе. Для получения оптимальных свойств стали в готовом инструменте необходимо при термической обработке обеспечить максимальное насыщение мартенсита легирующими элементами.

2.2 Закалка

 

Закалка на мартенсит – термическая обработка металла или сплава, при которой главным является мартенситное превращение высокотемпературной фазы.

 

Рисунок 2.3 – Зависимость температур начала и конца мартенситных превращений  от содержания углерода в системе  Fe-C

 

Особенности мартенситного  превращения:

1. Мартенситное превращение протекает при быстром охлаждение с температуры выше точки А1, когда подавлен диффузионный распад аустенита на смесь феррита и цементита. Поэтому после превращения концентрация углерода в мартенсите равна концентрации углерода в исходном аустените. В отличие от перлитного превращения мартенситное превращение бездиффузионное.

2. Превращение аустенита в мартенсит начинается с определенной для каждой марки стали температуры Мн или Мs, которую невозможно подавить даже при больших скоростях охлаждения. Превращение идет в интервале температур Мнк, Мsf

.

3. При температуре Мн  превращение только начинается, появляются первые кристаллы мартенсита, чтобы оно продолжало развитие, необходимо непрерывное охлаждение в интервале Мнк. В любом случае после превращения остается некоторое количество остаточного аустенита.

4. В отличие от перлитного мартенситное превращение не имеет инкубационного периода.

5. Мартенсит образуется в форме игл, растущих с громадной скоростью (порядка 1 км/с). После мгновенного образования мартенситная пластина не растет, а количество мартенсита увеличивается не вследствие подрастания уже образовавшихся пластин, а в результате «мгновенного» возникновения все новых и новых пластин.

6. Между решетками кристаллов мартенсита и исходного аустенита имеется определенное ориентационное соотношение, закономерная ориентировка решетки мартенсита по отношению к решетке аустенита.

7. При мартенситном превращении на плоской полированной поверхности образуется характерный рельеф, свидетельствующий об изменении формы превращения объема аустенита. Такой рельеф служит главным внешним признаком мартенситного превращения.

Вообще, мартенсит – это пересыщенный твердый раствор углерода в α-Fe, с содержанием в нем углерода 2,14%.

Кристаллы мартенсита имеют  форму пластин утоненных к  краям. В результате пересечения  этих пластин мартенсит имеет  в микроскопе характерную игольчатую структуру, в результате сильного искажения в решетке α-Fe, внедренными в нее атомами углерода. Мартенсит обладает высокой твердостью и низкой пластичностью, причем, его твердость пропорциональна содержанию углерода.

Механизм мартенситного  превращения сводится к перестройке  ГЦК в ОЦК решетку. Для этой перестройки достаточно, чтобы атомы  в решетке смещались друг относительно друга на расстояние, не превышающее  межатомного. Таким образом, при  данном превращении происходит только изменение кристаллической решетки  без выделения углерода из твердого раствора.

Огромная скорость роста  кристаллов мартенсита при температуре  ниже 240

оС (ниже точки МН) объясняется тем, что превращение протекает за счет малой величины смещения атомов при сохранении когерентных решеток аустенита и мартенсита.

Из-за различия удельных объемов  аустенита и мартенсита и сохранения когерентных границ, появляются и  растут кристаллы мартенсита, приводящие к возникновению упругой энергии. Поэтому рост мартенситного кристалла  происходит до тех пор пока данная упругая энергия не вызовет пластическую деформацию, и тем самым нарушается когерентность кристаллических  решеток. На этом рост кристаллов мартенсита прекращается и дальнейшее превращение происходит в результате образования новых пластин.

После мартенситного превращения  в структуре остается остаточный аустенит и его количество будет  тем больше, чем больше содержание углерода в аустените.

При нагреве под закалку  необходимо обеспечить максимальное растворение  в аустените труднорастворимых  карбидов вольфрама, молибдена и  ванадия. Такая структура увеличивает  прокаливаемость и позволяет получить после закалки высоколегированный мартенсит с высокой теплостойкостью. Поэтому температура закалки стали Р6М5 очень высокая и составляет 1230-1250 оС.

Для предотвращения образования  трещин и деформации инструмента  из–за низкой теплопроводности стали нагрев под закалку проводят с подогревом в расплавленных солях 750-800 оС. Для защиты от обезуглероживания, окончательный нагрев также проводят в соляной ванне (78% BaCl

2+22% NaCl) c очень малой выдержкой примерно 5-6 минут.

Охлаждение от температуры  нагрева до 550-600 оС должно быть ускоренным для предупреждения выделения карбидов, снижающего красностойкость и механические свойства.

В качестве среды охлаждения фрез из стали Р6М5 были выбраны соли NaNO3+NaNO2 или NaOH+KOH при 225-300 оС с выдержкой 30-40 мин.

В результате такой выдержки сталь сохраняет в закаленном состоянии повышенное количество остаточного  аустенита: до 40-50%, кроме того, значительно уменьшается деформация. Красностойкость стали не изменяется.

После закалки структура быстрорежущей стали состоит из высоколегированного мартенсита, содержащего 0,3–0,4 % С, не растворенных при нагреве избыточных карбидов 15-20 %, и около 20–25 % остаточного аустенита. Последний снижает твердость, режущие свойства инструмента, ухудшает шлифуемость, и его присутствие нежелательно. Твердость после проведенной закалки составляет 62-65HRC.

Структура быстрорежущей  стали Р6М5 представлена на рисунке 2.4.

 

Рисунок 2.4 – Структура стали  Р6М5 после закалки

 

2.3 Отпуск

 

Отпуск – это вид термической обработки, следующий за закалкой и заключающийся в нагреве стали до определённой температуры, выдержки и охлаждении. Цель отпуска стали  — снятие внутренних напряжений, повышение вязкости и пластичности.

  1. Различают низкий, средний и высокий отпуск. Низкий отпуск проводится при температуре 150-200 оС. В результате снимаются внутренние напряжения, происходит увеличение пластичности и вязкости без заметного снижения твердости и износостойкости. Низкому отпуску подвергают режущий и мерительный инструмент, а также детали, которые должны обладать высокой износостойкостью и твёрдостью.
  2. При среднем отпуске нагрев производится до 350-450 оС. При этом происходит некоторое снижение твёрдости при значительном увеличении упругости и сопротивляемости действию ударных нагрузок. Применяется для пружин, рессор, ударного инструмента.
  3. Высокий отпуск производится при 550-650оС. При этом твёрдость и прочность снижаются значительно, но очень сильно возрастают вязкость и пластичность, однако создаётся оптимальный вариант для конструкционных сталей сочетание механических свойств. Применяется для деталей, которые подвергаются действию высоких нагрузок. Термическая обработка, состоящая из закалки и высокого отпуска, называется улучшением. Она является основным видом обработки конструкционных сталей. Продолжительность выдержки зависит от размеров деталей: чем они больше, тем длиннее выдержка. Низкий отпуск инструментов обычно происходит в течении 0,5-2,5 часа. Для измерительных инструментов проводят более длительный отпуск до 10-15 часов.

Для фрез из стали Р6М5 проводят трехкратный отпуск при температуре 560 оС с выдержкой 1 час.

Отпуск при данной температуре  уменьшает содержание ванадия и  хрома в аустените и увеличивает  их концентрацию в осадке.

Многократный отпуск улучшает режущие  свойства и повышает стойкость инструментов.

Положительная роль многократного  отпуска прежде всего связана с влиянием на прочность. Первый отпуск снимает напряжения, созданные закалкой, что должно улучшать прочность. Однако мартенситное превращение остаточного аустенита, происходящее при охлаждении, вызывает новые напряжения. Этот процесс действует в обратном направлении, ухудшая прочность и уменьшая положительный эффект, достигаемый нагревом при отпуске. Второй отпуск снимает напряжения, созданные охлаждением при первом отпуске, и вызывает новые, но меньшие напряжения в результате превращения дополнительных порций остаточного аустенита. Снятие этих напряжений при третьем отпуске дополнительно повышает прочность. Поэтому для характеристики влияния кратности отпуска надо оценивать не только количество аустенита, которое может быть превращено при данном отпуске, но и количество неотпущенного мартенсита, которое было получено при предыдущем отпуске.

Кроме того, превращения остаточного  аустенита и дальнейшее уменьшение содержания углерода и легирующих элементов  в образовавшемся из него мартенсите при последующем отпуске дополнительно  улучшает теплопроводность по сравнению  с получаемой после первого отпуска. Однако из-за присутствия легирующих элементов теплопроводность многократно отпущенной быстрорежущей стали остается ниже теплопроводности эвтектоидных сталей.

Аустенит  при охлаждении от температуры отпуска  превращается в мартенсит отпуска, что вызывает прирост твердости. Увеличению твердости содействуют  и выделившиеся при температуре  отпуска мелкодисперсные карбиды  легирующих элементов. Максимальная твердость  достигается при температуре  отпуска 560 oС.

 

Рисунок 2.5 – Структура стали  Р6М5 после закалки

 

Нагрев  до температуры отпуска осуществляют в расплавленных солях 50 % CaCl2, 30 % BaCl2 и 20 % NaCl. Охлаждение производится на воздухе. Структура стали после однократного отпуска состоит из 50% М+ 20-25% Аост+15-20% Карбидной фазы. После второго отпуска количество остаточного аустенита уменьшается до 5-6 %, после третьего отпуска количество остаточного аустенита снижается до 1-2 %, что допустимо. Твердость отпущенной стали составляет 62 HRC.

состав, характеристики, применение, заточка, обработка

Сталь Р6М5 является быстрорежущей и относится к одному из видов инструментальной стали. Она обладает высоким запасом прочности, который позволяет ей обрабатывать твердые материалы. Скорость работы шлифовальных, сверлильных приборов, где ее применяют, при этом превосходит в разы скорость, которую дает обычный сплав. Это не единственное преимущество быстрорежущей стали, маркированной, как Р6М5.

Сталь Р6М5Сталь Р6М5 Сталь Р6М5

Основные характеристики

К виду рапидных сталей относят сплавы металлов, в которые добавлены дополнительные вещества, улучшающие их химические и физические свойства. Благодаря этому сплав металла становится крепким, износостойким, не способным контактировать с кислородом и покрываться ржавчиной. Быстрорежущая сталь Р6М5 отличается от обычных углеродных сплавов тем, что она может обрабатывать любой твердый материал на высокой скорости, обладая хорошей износостойкостью.

Микроструктура стали Р6М5Микроструктура стали Р6М5

Микроструктура стали Р6М5

Она обладает уникальными свойствами, которые позволяют изготавливать такие инструменты, как фрезы, метчики или развертки. Изготовленные из этого сплава, они будут служить владельцу верой и правдой очень долго.

А к наиболее известным и характеристикам стали марки Р6М5 относятся:

  • Твердость стали марки Р6М5 при нагреве. Обычно другие сплавы при длительном и безостановочном бурении, начинают нагреваться, а с повышением температуры, как известно, металл начинается размягчаться. И сверло теряет свои способности и становится хрупким. Эта же быстрорежущая сталь способна нагреваться до 6000 °С, сохраняя свои начальные свойства и не теряя крепости.
  • Повышенное сопротивление накаливанию при достаточно высоких температурах.
  • Очень хорошо держит заточку.
  • Имеет высокую вязкость.
  • Отлично обрабатывается на шлифовальном оборудовании.
  • Держит нагрузки от удара на отлично.

Характеристики стали Р6М5, перечисленные выше, делают сплав металлов незаменимым в строительстве.

Химический состав

Химический состав стали марки Р6М5 представляет собой нижеперечисленные металлы:

  • вольфрам;
  • ванадий;
  • кремний;
  • медь;
  • хром;
  • марганец.
Химический состав стали Р6М5 и некоторых других быстрорежущих сталейХимический состав стали Р6М5 и некоторых других быстрорежущих сталей

Химический состав стали Р6М5 и некоторых других быстрорежущих сталей

Сплав с добавлением кобальта, а именно сталь Р6М5К5, используют с начала двадцатого века. Содержание кобальта в изделиях, изготовленных из нее, не выше 15 процентов. Если же легируют ее ванадием и хромом, то металлическая основа ее только повышается. Из этой стали изготавливают такие изделия, как инструменты для резания кислотостойких металлов, жаропрочных, попадающие под аустенитную классификацию. В то время как обработка таких металлов изделиями из другого сплава очень затруднена. Данная сталь отличается повышенной твердостью и теплостойкостью.

Особенности заточки стали

Предметы, полученные из быстрореза, подвергаются частому затуплению. А обычные круги для заточки, которые изготовлены из электрокорунда, не помогут улучшить качество заточки.

Заточка ножа из стали Р6М5Заточка ножа из стали Р6М5

Заточка ножа из стали Р6М5

Для того, чтобы правильно заточить инструмент применяют чашечные круги и из плоского профиля. Но, обычно, такая заточка имеет свои минусы. Поэтому, чтобы качественно наточить инструмент из данного вида сплава металла применяют два захода.

  • вначале делается предварительная заточка, для которой используется круг с абразивной поверхностью зерна марки 40;
  • на чистовую, для которой используется зеро марки от 25 до 16.

Применение сплава

Положительные характеристики данного сплава помогли найти применение этой стали в домашнем обиходе. Из нее изготавливают ножи. Причем, если изделие будет правильно заточено, то оно сможет резать не только плоть животного, но металлическую тонкую пластину.

Диски из стали Р6М5Диски из стали Р6М5

Диски из стали Р6М5

Единственным минусом такого изделия является его заточка. Но, если знать все хитрости правильной заточки, то данный инструмент станет очень полезным в быту. Такими изделиями чаще всего пользуются охотники и туристы.

Несмотря на дорогую стоимость, применение сплава для ножей стало очень популярно в быту.

Мировым брендом по производству данных режущих инструментов является фирма «Rapid».

У каждого мужчины в доме имеется электроинструмент, в котором, в виде вспомогательной оснастки к нему, используются сверла из этого типа стали. К разновидностям сверл, которые изготавливаются из этой стали Р5М6 относятся:

  • корончатые, которые используются для гипсокартона;
  • ступенчатые;
  • сверла, предназначенные для камня, дерева или металла.

Из данного материала изготавливают не только сверла и ножи. Из стали Р6М5 делают резцы долбежные, ножовочные полотна, зенковки.

Расшифровка маркировки данного сплава

Расшифровка маркировки стали Р6М5 следующая:

  • Буква «Р» означает быстрорежущая или рапидная сталь, так как для маркировки бралось сокращение от английского слова «rapid» (на русском читается как рапид), которое в переводе означает «быстрый». А число, которое стоит за этой буквой обозначает процентное соотношение вольфрама в этом сплаве. В данном случае оно равняется 6 %, с небольшими отклонениями.
  • Буква «М» показывает на то, что в составе этого сплава присутствует молибден. А число, которое стоит за буквой, также показывает количество его нахождения в сплаве этого металла в процентах.
Пример расшифровки маркировкиПример расшифровки маркировки

Пример расшифровки маркировки

Если к этой стали больше не прибавляется никаких дополнительных элементов, то на этом обозначение ее заканчивается. Если же, к сплаву добавлен кобальт, то обозначаться она уже будет, Р6М5К5. Маркировка «Ф» — ванадий, «Т» — титан и другие добавочные элементы.

По ГОСТу сталь Р6М5 делится на следующие изделия, который принадлежит одному из межгосударственных стандартов. В нем описаны все технические требования, относящиеся к этой марке. Хоть и металлопрокат в последнее время переходит уже на твердые сплавы, эта марка все еще удерживает свои лидирующие позиции в спросе на рынке.

Ниже перечислены некоторые изделия из сплава этих металлов и соответствующий ГОСТ к ним:

  • круги горячекатанные относятся к ГОСТу под номером 2590-88;
  • калиброванный прут имеет ГОСТ 7417-75;
  • полосы и пруты (для изготовления этих изделий используется разновидность стали Р6М5К5) – ГОСТ 19265-73;
  • круги, у которых имеется специальная отделка верхнего слоя имеют ГОСТ 14955-77.

Скачать ГОСТ 2590-88

Скачать ГОСТ 7417-75

Термическая обработка стали Р6М5

Термическая обработка сплава Р6М5 имеет ряд тонкостей, которые относятся к свойствам ее. Дело в том, что она способна во время нагревания к обезуглероживанию. Чтобы этого не произошло, ее обычно нагревают с помощью медленного прогревания.

ЗакалкаЗакалка

Закалка

Быстрорежущая сталь Р6М5 нагревается до 1230 градусов. Во время нагревания, работники сталелитейного завода внимательно следят за процессом. При первом прогреве температура поднимается до двухсот градусов и нагрев прекращается на час, затем производится еще один дополнительный нагрев до тридцати градусов. И снова отпуск на час. После этого, ее продолжают нагревать до 690 градусов и снова останавливают на час. И последние два нагрева доводят до температуры 860 и 1230 соответственно.

Это очень сложная процедура накаливания. Благодаря такой закалке сплав приобретает свойства, соответствующие ему, но и себестоимость его, кончено же, увеличивается.

После того, как закончится нагрев до 1230 градусов, ее охлаждают, используя селитру, воздух и масло. Затем, температура опускается до 560 градусов. Данная температура выдерживается в течении полутора часов. В это время к стали добавляют различные легирующие элементы, которые улучшают его свойства. А также они придают ему соответствующую твердость.

Перед началом такого длительного прогрева сплав металла отжигают. Это делается для того, чтобы уменьшить хрупкость будущих изделий, сохранив параметры прочности на должном уровне.

Для улучшения характеристики свойств данного сплава, для того, чтобы они обладали хорошей износостойкостью, устойчивостью от коррозии, высокой твердостью используют азотирование. Эта обработка металла проводиться в газовой среде, которая состоит из 80 процентов азота и аммиака двадцати процентов. Время, которое занимает данная процедура, около сорока минут. Температура нагревания будет колебаться от 550 градусов до 6600. Такая закалка позволит сформировать сплаву менее хрупкий слой поверхности.

Такой сплав могут дополнять еще одним элементом, а именно цинком. Оцинкование происходит в газовой или жидкой среде, которая содержит большое количество цинка. Температура нагревания в ней соответствует 5600 градусам. А время составляет около тридцати минут.

Быстрорежущая сталь марки Р6М5 расшифровка, характеристики и применение, химический состав, термобработка, механические свойства

Аналоги и заменители

Иностранные аналоги — HS 6-5-2 (Германия, DIN), 1.3343 (Европа, En)

Расшифровка стали Р6М5

Буква «Р» означает, что сталь является быстрорежущей.
Цифра 6 после буквы «Р» указывает содержание вольфрама в процентах, т.е. для стали Р6М5 содержание вольфрама 6%.
Буква «М» означает, что сталь легирована молибденом, а цифра 5 указывает содержание молибдена в процентах, т.е. молибдена в стали 5%.
Во всех быстрорежущих сталях содержится около 4% Хрома (Cr), но в обозначении марки буквы «Х» не указывается.

По требованию потребителей могут изготавливаться стали марок Р6М5 с легированием азотом (массовая доля азота от 0,05% до 0,10%). В этом случае марка стали будет обозначаться Р6АМ5.

к содержанию ↑

Применение стали Р6М5

Сталь Р6М5 относится к вольфрамолибденовым сталям и применяется для изготовления — режущего инструмента всех видов для обработки при обычной скорости резания деталей из углеродистых и среднелегированных конструкционных сталей с пределами прочности до 90—100 МПа, а также зуборезных инструментов для обработки нержавеющих сталей.

Наиболее широко сталь Р6М5 применяется для изготовления сверл, метчиков, долбяков, протяжек и других инструментов. Прочность 315—325 кгс/мм2 и вязкость 4—5 кгс*м/см2 (для проката диаметром 25 мм). Теплостойкость немного ниже (в указанных пределах), чем вольфрамовых и Р8МЗ. Шлифуемость стали хорошая.

Недостатки:
а) повышенное обезуглероживание при нагреве выше 1000 С; ванны нагрева для закалки надо тщательно раскислять MgFa2
б) чувствительность отдельных плавок к перегреву и росту зерна при нагреве для закалки, что затрудняет установление одинаковых температур закалки
для инструментов разных плавок.

к содержанию ↑

Вид поставки

Сортовой прокат, в том числе фасонный: ГОСТ 19265—73, ГОСТ 2590-88, ГОСТ 2591-88.
Калиброванный пруток ГОСТ 19265-73, ГОСТ 7417-75.
Шлифованный пруток и серебрянка ГОСТ 19265—73, ГОСТ 14955—77.
Поковки и кованые заготовки ГОСТ 19265—73, ГОСТ 1133—71.

Химический состав, % (ГОСТ 19265—73)

C Cr W V Mo Mn Si Ni S P
не более
0,80-0,88 3,8-4,4 5,5-6,5 1,7-2,1 5,0-5,5 0,4 0,5 0,4 0,03 0,03

Термообработка стали Р6М5

Закалка

Инструменты подогревают при 800-850°С 10-15 мин или при 1050-1100°С 3-5 мин, а крупные инструменты предварительно при 550-600°С 15-20 мин.

Нагрев выполняют в смеси ВаСl2 (78%) и NaCl (28%) при 800-850°С и в ВаСl2 при нагреве выше 1050°С. Соли каждые 8-12 ч раскисляют добавками 2—3% буры по массе или MgFa2 (4—5% по массе). Раскисление MgFa2 создает лучшую защиту и обязательно для сталей, легированных молибденом или кобальтом, как более чувствительных к обезуглероживанию.

Выдержка при окончательном нагреве 10—12 с на 1 мм диаметра или наименьшей стороны (для стали В11М7К23 — 30—60 с).

Инструменты простой формы охлаждают в масле, а сложной — в горячих средах (KNO3) при 400—250°С.

Может быть и более высокая температура выдержки — 650°С.

Выдержка в горячих средах 3—5 мин при более высоких температурах и 8—15 мин при более низких.

Инструменты небольшой толщины (прорезные фрезы, пилы и др.) при 600—650°С помещают под пресс, а сверла диаметром 8—20 мм охлаждают под катком или между роликами правильной машины для уменьшения деформации.

Температуры закалки понижают на 10—15°С для инструментов небольшого сечения или сложной формы.

Температура закалки стали Р6М5
Инструменты Температура нагрева стали Р6М5, °С Балл зерна Твердость HRC после отпуска при 560°С и нагрева при 620°С (4 ч)
Крупные сверла и резцы 1220-1240 10-8,5 60-61
Остальные режущие инструменты 1210-1230 10,5-9,5 59-60
Остальные режущие инструменты 1180-1200 12 56-57
Отпуск

После закалки выполняют многократный 2 раза для вольфрамомолибденовых.
Температуры первого отпуска 350—375°С, а второго 550—560°С для вольфрамомолибденовых сталей. Назначают также температуры первого отпуска 550—560°С, но твердость и теплостойкость в этом случае немного меньше.

Для инструментов небольшого сечения (сверл), нагреваемых в автоматизированных агрегатах с точной регулировкой температур, применяют краткосрочный отпуск в течение 20 мин при 580—590°С для вольфрамомолибденовых сталей.

Отпуск после шлифования выполняют при 400—450°С в течение 30—40 мин для снятия напряжений и повышения стойкости инструментов.

к содержанию ↑

Критические точки, °С

Аc3 Аc3 Аr2 Аrm
800 860 720 780

Механические свойства (ГОСТ 19265-73)

Режим термообработки HRCz после отпуска σизг, МПа Красностойкость (HRC58), °С
Закалка с 1200-1230 °С, охл. на воздухе, в масле,
в расплаве солей; отпуск при 540-
560 °С, охл. в соляных ваннах
63-65 320-360 620

Технологические свойства

Температура ковки, °С: начала — 1160, конца — 850.
Обрабатываемость резанием:
В отожженном состоянии при 255 HB
Kv = 0.8 (твердый сплав).
Kv = 0.6 (быстрорежущая сталь).
Для повышения твердости, износостойкости, коррозионной стойкости поверхностного слоя используют цианирование, азотирование, сульфидирование, обработку паром.
Флекеночувствительность — не чувствительна.
Склоность к отпускной хрупкости.
Не применяется для сварных конструкций.

Закалка Р6М5 в кустарных условиях ?

Ivaldan

Приветствую всех. Подскажите пожалуйста насколько реально нормально закалить Р6М5 в кустарных условиях? Есть бруски с сечением 10х16мм, есть печь позволяющая нагреть до нужных температур. Но насколько я вычитал из справочников быстрорезы греются в соляных ваннах и охлаждаются в других соляных ваннах. Насколько реально обойтись без них, и сколько тогда время выдержки?

ikar’eff

Закалка быстрорезов без печи с термопарой дело крайне сомнительное… Однако, у Р6М5 достаточно широкий интервал температур закалки на твердость 60 плюс-минус 2 ХРЦ: от 1050-1100 до 1200. Оптимальным (для ножа) считается 1150 с высоким отпуском, кажется.
Сам пытался закаливать самодельные ковырялки «типа штихель» из заготовок для метчиков: нагрев до 1000 примерно (дальше горелка не может), остывание на воздухе и трехкратный нагрев до слабого свечения (в полной темноте это где-то 500 градусов). Извращение, конечно, но металл режут; и не скалываются, а гнутся 😊
Стоит ли этим самому заниматься — ХЗ, лучше термиста с печкой поискать 😊

anatoly

Советовал бы не бояться, если печка держит 1100. Заготовку потолще (в см. без выведенных спусков) греешь вместе с печкой, дошла до т-ры, в масло или на воздухе и трехкратный отпуск тут же при 550, по часу. Вот и все хитрости. Еще лучше если после ковки отжечь. Кажется 850 и оставить остывать с печкой. Если кованная (в см. есть кузница), отжечь, потом закалить в горне (но нужен опыт).Греть до светло-малинового или чуть белее, в масло или на воздухе. Потом все тоже — трехкратный отпуск при 550, по часу.
Удачи
ЗЫ правда я не отжигаю, калю так, но у меня несколько другая специфика и Вам может не подойти
ЗЫ если сечение больше 5 мм то, как у Вас 10 -16 мм, то выдержка около получаса при т-ре закалки.

Ivaldan

Спасибо за информацию. Учту. В данном случае это не ковка, а бруски из проката. Тестовые образцы для испытаний на изгиб и ударную вязкость.

ikar’eff

Образцы на глаз калить точно нельзя, бо куда потом девать такие результаты 😊
Сугубо ИМХО, тут надо пробовать закалку на первичную твердость с низким отпуском (1000-1050 и отпуск 200-250) и на вторичную с пониженной температуры (1100-1150, отпуск 500-550).

Ivaldan

Не совсем на глаз. Калится будет в нормальных печках с индикацией температуры на кафедре металловедения в одном из институтов.

Типовые режимы термической обработки сталей (Таблица)

№ п/п

Марка стали

Твёрдость (HRCэ)

Температ. закалки, град.С

Температ. отпуска, град.С

Температ. зак. ТВЧ, град.С

Температ. цемент., град.С

Температ. отжига, град.С

Закал. среда

Прим.

1

2

3

4

5

6

7

8

9

10

1

Сталь 20

57…63

790…820

160…200

 

920…950

 

Вода

 

2

Сталь 35

30…34

830…840

490…510

 

 

 

Вода

 

33…35

450…500

 

 

 

 

42…48

180…200

860…880

 

 

 

3

Сталь 45

20…25

820…840

550…600

 

 

 

Вода

 

20…28

550…580

 

 

 

 

24…28

500…550

 

 

 

 

30…34

490…520

 

 

 

 

42…51

180…220

 

 

 

Сеч. до 40 мм

49…57

200…220

840…880

 

 

 

<= 22

 

 

 

 

780…820

 

С печью

4

Сталь 65Г

28…33

790…810

550…580

 

 

 

Масло

Сеч. до 60 мм

43…49

340…380

 

 

 

Сеч. до 10 мм (пружины)

55…61

160…220

 

 

 

Сеч. до 30 мм

5

Сталь 20Х

57…63

800…820

160…200

 

900…950

 

Масло

 

59…63

 

180…220

850…870

900…950

 

Водный раствор

0,2…0,7% поли-акриланида

«—

 

 

 

 

840…860

 

 

6

Сталь 40Х

24…28

840…860

500…550

 

 

 

Масло

 

30…34

490…520

 

 

 

 

47…51

180…200

 

 

 

Сеч. до 30 мм

47…57

 

860…900

 

 

Водный раствор

0,2…0,7% поли-акриланида

48…54

 

 

 

 

 

Азотирование

<= 22

 

 

 

 

840…860

 

 

7

Сталь 50Х

25…32

830…850

550…620

 

 

 

Масло

Сеч. до 100 мм

49…55

180…200

 

 

 

Сеч. до 45 мм

53…59

180…200

880…900

 

 

Водный раствор

0,2…0,7% поли-акриланида

< 20

 

 

 

 

860…880

 

 

8

Сталь 12ХН3А

57…63

780…800

180…200

 

900…920

 

Масло

 

50…63

 

180…200

850…870

 

Водный раствор

0,2…0,7% поли-акриланида

<= 22

 

 

 

 

840…870

 

С печью до 550…650

9

Сталь 38Х2МЮА

23…29

930…950

650…670

 

 

 

Масло

Сеч. до 100 мм

<= 22

 

650…670

 

 

 

 

Нормализация 930…970

HV > 670

 

 

 

 

 

 

Азотирование

10

Сталь 7ХГ2ВМ

<= 25

 

 

 

 

770…790

 

С печью до 550

28…30

860…875

560…580

 

 

 

Воздух

Сеч. до 200 мм

58…61

210…230

 

 

 

Сеч. до 120 мм

11

Сталь 60С2А

<= 22

 

 

 

 

840…860

 

С печью

44…51

850…870

420…480

 

 

 

Масло

Сеч. до 20 мм

12

Сталь 35ХГС

<= 22

 

 

 

 

880…900

 

С печью до 500…650

50…53

870…890

180…200

 

 

 

Масло

 

13

Сталь 50ХФА

25…33

850…880

580…600

 

 

 

Масло

 

51…56

850…870

180…200

 

 

 

Сеч. до 30 мм

53…59

 

180…220

880…940

 

 

Водный раствор

0,2…0,7% поли-акриланида

14

Сталь ШХ15

<= 18

 

 

 

 

790…810

 

С печью до 600

59…63

840…850

160…180

 

 

 

Масло

Сеч. до 20 мм

51…57

300…400

 

 

 

42…51

400…500

 

 

 

15

Сталь У7, У7А

НВ <= 187

 

 

 

 

740…760

 

С печью до 600

44…51

800…830

300…400

 

 

 

Вода  до 250, масло

Сеч. до 18 мм

55…61

200…300

 

 

 

61…64

160…200

 

 

 

61…64

160…200

 

 

 

Масло

Сеч. до 5 мм

16

Сталь  У8, У8А

НВ <= 187

 

 

 

 

740…760

 

С печью до 600

37…46

790…820

400…500

 

 

 

Вода      до 250, масло

Сеч. до 60 мм

61…65

160…200

 

 

 

61…65

160…200

 

 

 

Масло

Сеч. до 8 мм

61…65

 

160…180

880…900

 

 

Водный раствор

0,2…0,7% поли-акриланида

17

    

Сталь У10, У10А

    

НВ <= 197

 

 

 

 

750…770

 

 

40…48

770…800

400…500

 

 

 

Вода  до 250, масло

Сеч. до 60 мм

50…63

160…200

 

 

 

61…65

160…200

 

 

 

Масло

Сеч. до 8 мм

59…65

 

160…180

880…900

 

 

Водный раствор

0,2…0,7% поли-акриланида

18

Сталь  9ХС

<= 24

 

 

 

 

790…810

 

С печью до 600

45…55

860…880

450…500

 

 

 

Масло

Сеч. до 30 мм

40…48

500…600

 

 

 

59…63

180…240

 

 

 

Сеч. до 40 мм

19

Сталь  ХВГ

<= 25

 

 

 

 

780…800

 

С печью до 650

59…63

820…850

180…220

 

 

 

Масло

Сеч. до 60 мм

36…47

500…600

 

 

 

55…57

280…340

 

 

 

Сеч. до 70 мм

20

Сталь Х12М

61…63

1000…1030

190…210

 

 

 

Масло

Сеч. до 140 мм

57…58

320…350

 

 

 

21

Сталь Р6М5

18…23

 

 

 

 

800…830

 

С печью до 600

64…66

1210…1230

560…570 3-х кратн.

 

 

 

Масло, воздух

В масле до 300…450 град., воздух до 20

26…29

780…800

 

 

 

 

Выдержка 2…3 часа, воздух

22

Сталь  Р18

18…26

 

 

 

 

860…880

 

С печью до 600

62…65

1260…1280

560…570 3-х кратн.

 

 

 

Масло, воздух

В масле до 150…200 град., воздух до 20

23

Пружин. сталь  Кл. II

 

 

250…320

 

 

 

 

После холодной навивки пружин 30-ть минут

24

Сталь 5ХНМ, 5ХНВ

>= 57

840…860

460…520

 

 

 

Масло

Сеч. до 100 мм

42…46

 

 

 

Сеч. 100..200 мм

39…43

 

 

 

Сеч. 200..300 мм

37…42

 

 

 

Сеч. 300..500 мм

НV >= 450

 

 

 

Азотирование. Сеч. св. 70 мм

25

Сталь 30ХГСА

19…27

890…910

660…680

 

 

 

Масло

 

27…34

580…600

 

 

 

 

34…39

500…540

 

 

 

 

«—

 

 

 

 

770…790

 

С печью до 650

26

Сталь 12Х18Н9Т

<= 18

1100…1150

 

 

 

 

Вода

 

27

Сталь 40ХН2МА, 40ХН2ВА

30…36

840…860

600…650

 

 

 

Масло

 

34…39

550…600

 

 

 

 

28

Сталь ЭИ961Ш

27…33

1000…1010

660…690

 

 

 

Масло

13Х11Н2В2НФ

34…39

560…590

 

 

 

При t>6 мм вода

29

Сталь 20Х13

27…35

1050

550…600

 

 

 

Воздух

 

43,5…50,5

200

 

 

 

 

30

Сталь 40Х13

49,5…56

1000…1050

200…300

 

 

 

Масло

 

Особенности термической обработки быстрорежущих сталей

Инструментальные стали по праву относят к одним из наиболее сложных сплавов в связи с характером протекающих в них превращений, структурой и разнообразием свойств, а также условиями термической обработки.

Выбор соответствующего материала является только одним из условий изготовления высококачественного инструмента. Конструкция, качество изготовления и не в последнюю очередь термическая обработка с поверхностным упрочнением решающим образом влияют на срок службы инструмента, а следовательно, и на объем его производства. Термообработка может в широких пределах изменить структуру, и свойства будущего инструмента.

Быстрорежущие стали

Быстрорежущие стали (ГОСТ 19265–73) содержат 0,7–1,5% С, до 18% W, являющегося основным легирующим элементом, до 4,5% Сr, до 5% Мо, до 10% Со. В обозначении марок стоит буква Ρ от слова «рапид» — скорость, цифры за этой буквой показывают среднее содержание вольфрама (Р18, Р9 и т.д.).

По сравнению с инструментальными сталями, не отличающимися высокой теплостойкостью, быстрорежущие стали обеспечивают большие скорости резания, при этом стойкость режущей кромки возрастает в 10–30 раз.

Быстрорежущая сталь используется в качестве инструментального материала для изготовления практически всех видов режущего инструмента. Кроме того, быстрорежущая сталь применяется для ряда деталей, работающих при повышенных температурах (подшипники качения, штампы и др.). Это связано с тем, что быстрорежущая сталь, как ни один другой инструментальный материал, сочетает в себе высокие физико-механические, технологические и эксплуатационные свойства.

   

Качество инструмента в значительной степени зависит от правильного выбора марки стали для соответствующего режущего инструмента с учетом основных свойств стали. Например, для инструментов простой формы при непрерывном точении срок службы лимитируется вторичной твердостью, теплостойкостью и износостойкостью. Для инструментов сложной формы, а также для инструментов, используемых при прерывистом точении, большое значение приобретают прочность и вязкость стали. Повышение того или иного свойства достигается за счет изменения химического состава и технологии производства стали, а также режимов ее термической обработки.

Цель термической обработки инструментальных сталей состоит в том, чтобы создать в стали определенного состава структуру, обеспечивающую такие физико-механические свойства, в которых имеется необходимость во время эксплуатации данного инструмента.

Термическая обработка оказывает непосредственное влияние на долговечность инструмента, так как свойства материала, из которого изготовлен инструмент, формируемые во время обработки, становятся окончательными.

Термическая обработка в соляных ваннах

Классическая термическая обработка инструментальных сталей проводится в соляных ваннах. Преимущество соляных ванн проявляется не только в быстром нагреве, быстрой передаче тепла, эффективному удалению тепла, экономичности и возможности регулирования температуры, но и в удовлетворительной защите поверхности от вредного воздействия загрязнений.

В интервале температур 1000–1350°С применяют соль, содержащую BaCl2, либо соль, содержащую BaCl2 и буру. Первая в значительной степени обезуглероживает сталь, а кроме того она плохо смывается с деталей. Соли являются практически нейтральными, но при увеличении загрязненности ванны может произойти процесс обезуглероживания.

   

Обезуглероживание можно ослабить или совсем избежать с помощью введения цианистого натрия или нейтральных (инертных) веществ (феррокремний, карбиды кремния, бура). Такая соль смывается с деталей гораздо проще.

В интервале температур 700–950°С используют соль содержащую NaCl и Na2CO3, которая также обладает свойством обезуглероживания. Процесс обезуглероживания в этом случае также можно уменьшить добавлением цианистого натрия. Такая соль легко смывается.

При 500–700°С можно использовать соль содержащую BaCl2, NaCl и CaCl2. Из-за присутствия хлорида кальция эта соль сильно поглощает влагу и вызывает коррозию.

Содержащие селитру соли используют в интервалах температур 170–500°С. Наличие в составе этих солей NaNO3 вблизи верхней границы температурного интервала делает их взрывоопасными. Стали, нагреваемые выше 950°С в соляной ванне, охлаждать в селитре нецелесообразно из-за ее сильного окисляющего действия на сталь: состояние поверхности изделий будет ухудшаться, сталь начинает частично расплавляться. Эти соли легко смываются с поверхности. Их используют для охлаждения и главным образом для отпуска.


Однако изделия из ванны, содержащей соль с концентрацией цианистого натрия более чем 10%, нельзя непосредственно помещать в соляную ванну, содержащую селитру. В такие ванны строго запрещено подмешивать органические вещества и особенно цианистые соединения, так как такие смеси являются взрывоопасными.

Большинство солей, применяемых для нагрева деталей, содержит различные отравляющие вещества.

Если на поверхность изделия наносится износостойкое покрытие, то технологический процесс должен предусматривать операцию окончательной подготовки поверхности, которая включает в себя:

  • предварительное обезжиривание с использованием высокотоксичных трихлорэтилена или четыреххлористого углерода;
  • ультразвуковую очистку с использованием соды и фосфорнокислого натрия;
  • промывку в питьевой и дистиллированной воде;
  • промывку в спирте с ацетоном.

Из вышесказанного следует, что технологический процесс термической обработки в соляных ваннах исключительно сложен, трудоемок и характеризуется высокой токсичностью.

Кроме того, повышенная скорость нагрева изделий в смеси солей приводит к возникновению высокого градиента температур между поверхностью и сердцевиной, что в свою очередь определяет высокий уровень термических напряжений и, как следствие, — деформацию изделий. Высокая скорость нагрева обуславливает также разнозернистость структуры при аустенизации и последующей закалке. При обработке изделий в смеси солей практически невозможно избежать обезуглероживания и потери легирующих элементов в поверхностных слоях.


Структура участка инструмента с сильным обезуглероживанием поверхностного слоя и ярко выраженной разнозернистостью (светлая область).

Размеры печей с соляными ванными строго ограничены. Поэтому современная термическая обработка во избежание образования окалины и обезуглероживания инструментов большого размера сегодня уже не может обойтись без вакуумных устройств для термической обработки, либо использующих различные газообразные защитные среды.

Термическая обработка в вакуумных печах

К настоящему времени совершенствование и автоматизация вакуумного оборудования произвели, по существу, революцию в термической обработке.

Перечислим основные преимущества термической обработки в вакууме по сравнению с традиционными методами обработки:

  • высокая стабильность свойств обрабатываемых деталей от партии к партии, от детали к детали;
  • отсутствие обезуглероженного и обезлегированного слоя;
  • уменьшение деформаций;
  • отсутствие загрязнений окружающей среды и улучшение условий труда;
  • упрощение контроля и управления технологическим процессом;
  • высокая прослеживаемость параметров процесса.

Существенный недостаток один — высокие капиталовложения при закупке и вводе вакуумного оборудования в эксплуатацию.

В настоящее время термическая обработка инструмента из быстрорежущей стали осуществляется в основном в однокамерных горизонтальных вакуумных печах с закалкой в потоке инертного газа, в том числе под избыточным давлением.

Наибольшей популярностью у мелких и средних предприятий машиностроительного комплекса пользуются конструкции однокамерных печей, в которых можно осуществлять полный цикл термической обработки в автоматическом режиме без промежуточного извлечения садки из рабочей камеры. Это вакуумные печи с конвекционным нагревом и высоконапорным газовым охлаждением.

Термическая обработка в вакууме полностью защищает от окисления и обезуглероживания поверхность изделия и вызывает дегазацию садки. Прежде чем начинать предварительное нагревание и аустенизацию, целесообразно вакуумировать садку с деталями до 10-4–10-5 мбар, это позволит удалить оксидные пленки и защитит поверхность заготовок. При аустенизации же не рекомендуется высокий вакуум, так как это может способствовать испарению отдельных компонентов. Парциальное давление паров отдельных компонентов является значительным при термической обработке в обычном интервале температур. Давление паров таких компонентов, как Mn, Cr, Co при 1000°С составляет 10-2–10-4 мбар, что совпадает с используемыми в практике значениями давления вакуумных устройств. В таких условиях приходится считаться с возможностью испарения отдельных компонентов или при более высоких температурах сохранять вакуум в диапазоне 10-1–10-0 мбар.

При термической обработке в вакуумных печах необходимо очень строго соблюдать чистоту деталей. Детали перед термической обработкой следует тщательно очищать от загрязнений. Так, например, 1 мг масляных загрязнений при комнатной температуре и 10-5 мбар превращается в 14 м3 масляных паров, которые необходимо удалить из вакуумного пространства. Очень вредным является также наличие воды и прочих примесей (прилипшие частички алюминия, пластмасс, остатки кислот) — они могут причинить существенный вред.

Компрессионные вакуумные печи позволяют осуществлять нагрев изделий в вакууме, а закалку проводить в среде инертного газа под избыточным давлением, что позволяет:

  1. расширить возможности использования вакуумного оборудования для термической обработки изделий, изготовляемых из менее легированных сталей;
  2. проводя закалку в инертном газе под давлением обеспечивать чистую, неокисленную поверхность изделий, что в свою очередь дает возможность наносить защитные и упрочняющие покрытия без предварительной подготовки поверхности;
  3. за счет изменения давления автоматически регулировать скорость охлаждения садки, снижая величину деформаций изделий, обеспечивая оптимальные условия для структурных превращений.

За счет применения самых современных изоляционных материалов нагревательных элементов процесс обработки отличается высокой температурной однородностью и стабильностью.

В рабочей камере применяется конвективный нагрев, что также качественным образом оказывает влияние на равномерность и однородность нагрева. Нагретый газовый поток, проходя через садку, отдает ей тепло и обеспечивает быстрый и в тоже время равномерный нагрев в области низких температур.


В вакуумных печах с конвекционным нагревом и многоцелевой системой газового охлаждения предусмотрено использование добавочных термоэлементов, располагаемых в критических точках садки, для обеспечения автоматического контроля охлаждения выравниванием температуры по сечению перед мартенситным превращением. Укажем преимущества конвекционного нагрева перед нагревом без конвекции:

  • повышение на 30% скорости нагрева садки в интервале температур 20–800°С, что позволяет сокращать цикл термической обработки и экономить электроэнергию;
  • сокращение порядка 50% времени термической обработки изделий из быстрорежущей и штамповочной сталей;
  • уменьшение градиента температур между поверхностью изделия и сердцевиной;
  • снижение образование трещин, что связано с равномерностью прогрева изделия по сечению и снижением уровня термических напряжений;
  • возможность загрузки садки с минимальным расстоянием между деталями;
  • возможность проведения полного цикла термической обработки изделий без выгрузки садки из печи.

На конечный результат важную роль играет правильное формирование садки. Тонкостенные, нежесткие детали, которые в значительной степени восприимчивы к неравномерности нагревания и охлаждения, следует правильно размещать в рабочем пространстве печи. Необходимо избегать расположения таких деталей в непосредственной близости к нагревательным элементам и охлаждающим форсункам. В тоже время предпочтительнее вертикальное расположение деталей. Лучший эффект достигается путем вывешивания деталей, однако это решение не всегда приемлемо.

   

Условия аустенизации в вакуумной печи отличаются от условий аустенизации в соляных ваннах. Медленный и равномерный нагрев в вакуумных печах создает благоприятные условия для более полного растворения первичных карбидов и повышения легированности аустенита, при этом верхний предел закалочных температур можно понизить на 20–30°С и на 15–20% уменьшить разнозернистость в структуре быстрорежущей стали по сравнению с нагревом в соляной ванне. Продолжительность аустенизации в вакуумных печах, как правило, не превышает 25 минут в зависимости от поперечного сечения и плотности упаковки садки (выдержка выбирается из расчета 40–60 секунд на 1 мм сечения). В случае, когда инструмент нагревается в приспособлениях, время увеличивают на 15–20%.

Микроструктура закаленной быстрорежущей стали состоит из мартенсита, остаточного аустенита (до 30%) и большого количества первичных карбидов. Количество остаточного аустенита и положение точек начала и конца мартенситного превращения зависят от температуры перед закалкой.

Остаточный аустенит резко ухудшает режущие свойства, поэтому закаленный инструмент подвергают отпуску. После трехкратного отпуска при 560°С с выдержкой в течение часа количество остаточного аустенита уменьшается до 2–3% и ожидаемый уровень твердости 64–65 HRC.

   

Микроструктура быстрорежущей стали Р6М5 после полного цикла термической обработки в вакуумной печи

При термической обработке быстрорежущих сталей широко применяют обработку холодом. Закаленную сталь охлаждают до температур ниже точки конца мартенситного превращения этой стали, обычно это от минус 80 до минус 100°С. После обработки холодом, для снятия внутренних напряжений сталь подвергают однократному отпуску при температуре 560°С в течение часа. Обработку холодом следует проводить сразу после закалки, иначе произойдет стабилизация остаточного аустенита и последующий процесс трансформации будет либо затруднен, либо невозможен.

Аустенитная фаза в интервале температур 625-350°С чрезвычайно устойчива и в течение длительного времени не претерпевает изменений. Выдержка при охлаждении в этом интервале температур не изменяет положение точки начала мартенситного превращения и при последующем охлаждении устойчивость аустенита не отличается от обычной. Это обстоятельство позволяет проводить ступенчатую изотермическую закалку.


Кривая изотермического превращения аустенита

Применение изотермической закалки позволяет существенно уменьшить геометрические изменения деталей и возможность появления трещин, поскольку при этой закалке удается устранить возникшие ранее тепловые напряжения к моменту превращения аустенита, вследствие неравномерного охлаждения изделий по сечению, а резкое бездиффузионное мартенситное превращение заменяется более медленным диффузионным превращением в игольчатый троостит и частично в мартенсит.

До относительно недавнего времени эти процессы можно было реализовать при закалке в соленых ваннах. На сегодняшних день вакуумные технологии успешно применяются при обработке широкого спектра материалов, в том числе при термообработке матриц больших размеров и сечений, изготавливаемых из инструментальной стали и предназначенных для работы при высоких температурах.

Современные интерфейсы управления значительно облегчает работу на термообрабатывающем оборудовании. Контроль процесса охлаждения изделий позволяет управлять формированием микроструктуры, повышать их надежность и эксплуатационную стойкость. Вся информация о ходе процесса и состояния печи изображается на мониторе компьютера. Оператор имеет в своем распоряжении сведения, которые позволяют ему оперативно влиять на ход обработки, внося необходимые корректировки в технологический процесс.

Задавая программу, можно проводить полный цикл термической обработки в автоматическом режиме без промежуточного извлечения садки из нагревательной камеры. Например: ступенчатый нагрев → выдержка → изотермическая закалка → трехкратный отпуск.


Панель оператора вакуумной печи в рабочем режиме

При необходимости после извлечения садки из печи изделия можно сразу без подготовки поверхности помещать в установку для нанесения упрочняющих покрытий.

Выделим преимущества вакуумной термической обработки по сравнению с соляными ваннами:

  • отсутствие загрязнения окружающей среды;
  • повышение качества термической обработки за счет: получения высоких стабильных свойств; более равномерного прогрева изделий по сечению, что снижает термические напряжения и уменьшает величину деформаций; медленного нагрева в интервале аустенитного превращения, что создает условия для повышения легированности аустенита из-за более полного растворения карбидов, препятствует образованию разнозернистости и снижает верхний предел закалочных температур; отсутствия обезуглероженности и обезлерирования; получения чистой и светлой поверхности изделий;
  • снижение стоимости термической обработки за счет: устранения затрат, связанных с очисткой и промывкой изделий, а также с подготовкой поверхности для нанесения упрочняющих покрытий; экономии электроэнергии; автоматизации процесса; существенного улучшение условий труда; минимизации или полностью отсутствия влияния человеческого фактора; большей гибкости в эксплуатации (возможность использования оборудования для различных технологических процессов термической обработки, при необходимости совмещая операцию отпуска с нанесением упрочняющих покрытий или например, проведение после закалки криогенной обработкой с последующим отпуском).

Значимость вакуумной термической обработки и необходимого для нее оборудования непрерывно повышается. Качественная термообработка современного инструмента имеет ключевое значение в обрабатывающей промышленности. На сегодняшний день вакуумные газонапорные печи по скорости охлаждения не уступают скорости масляной закалки, делая процесс обработки экологически чистым, экономически эффективным. Вакуумные газонапорные печи являются значимой альтернативой по отношению к большинству атмосферных технологий термообработки и масляной закалки.


Интенсивность охлаждения закалочных сред

Автор статьи
Новиков Денис Владимирович
Специалист по термическому оборудованию ГК «Финвал»

Влияние термической обработки на свойства порошковой быстрорежущей стали Р6М5Ф3-МП

Е.Ю. Колягин, В.Г. Оноприенко

Введение

При производстве стандартных быстрорежущих сталей, применяемых для изготовления режущего инструмента, возникают сложности в получении мелкозернистой однородной структуры с равномерным распределением карбидной фазы. В структуре этих сталей часто наблюдается большая карбидная неоднородность, которая значительно ухудшает динамическую прочность литых сталей [1]. Повысить стойкость тяжелонагруженного режущего инструмента можно заменой быстрорежущей стали, полученной металлургическим способом, на сталь, полученную методом порошковой металлургии. Это позволяет исключить образование в структуре стали крупных угловатых карбидов, следовательно, после термической обработки порошковые стали обладают более высокими физико-механическими свойствами.

Разработаны и используются различные технологии получения быстрорежущих сталей методом порошковой металлургии, позволяющие получать материал с более высоким уровнем механических и служебных свойств по сравнению с быстрорежущими сталями обычного производства. К ним относятся: горячее изостатическое прессование с последующей ковкой [2], горячая экструзия свободно засыпанных распыленных порошков [3,4], компактирование распыленных порошков горячей прокаткой [5]. Последняя обладает высокой производительностью и возможностью изготовления заготовок различных форм и размеров. Дальнейшая обработка заготовок может проводиться с помощью регламентированной ковки [6], которая является разновидностью термомеханической обработки.

Опыт промышленного применения режущего инструмента из порошковых быстрорежущих сталей показал, что наиболее характерными причинами выхода инструмента из строя является износ и скалывание рабочей части, причем доля инструмента, вышедшего из строя в результате выкрашивания, выше чем в результате износа. Особенно это проявляется на инструменте из порошковой быстрорежущей стали, который в процессе эксплуатации испытывает ударные нагрузки.

Цель работы

Целью данной работы являлось сравнительные исследования влияния режимов термической обработки на структуру и свойства сталей Р6М5Ф3-МП и Р6М5Ф3.

Основная часть

Исследования проводили на образцах диам.30 мм. Химический состав стали Р6М5Ф3 соответствовал ГОСТ 19265-73, сталь Р6М5Ф3-МП содержала 1,27 %С ; 4,20% Сr; 6,70% W ; 5,87 % Мо ( ТУ 14-1-3647-83). В состоянии поставки прутки стали Р6М5Ф3-МП имели структуру сорбитообразного перлита с равномерно распределенной карбидной фазой до 1мкм и твердостью не более НВ 255.

Для механических испытаний изготавливали образцы короткие № 6 тип III по ГОСТ 1497-84, для определения ударной вязкости — образцы размером 5х5х55 мм без надреза по ГОСТ 9454-78.

С целью косвенной оценки степени компактирования порошка быстрорежущей стали были проведены сравнительные испытания механических свойств образцов из сталей Р6М5Ф3-МП и Р6М5Ф3 в отожженном состоянии. Результаты испытаний показывают, что прочностные свойства порошковой стали выше, чем у литой (853 и 784 Н/мм2 соответственно), пластичные — практически одинаковы (28 и 30 % соответственно). Это свидетельствует о высокой степени компактирования порошковой быстрорежущей стали при прокатке.

Закалку проводили от температур 1170…1250oС через 20oС с предварительным подогревом в расплаве поваренной соли при температуре 850oС. Охлаждение производили в масле И12А. Удельная длительность выдержки при ускоренном нагреве в расплаве солей составляла 30 с/мм. После закалки проводили трехкратный отпуск при 5600С по 1 часу.

Микроструктура закаленных образцов состояла из мартенсита, избыточных карбидов и аустенита.

Кривые на рисунке 1а показывают различия в скорости роста аустенитного зерна обеих сталей в процессе нагрева под закалку, которые обусловлены мелкозернистой равномерно распределенной карбидной фазой, тормозящей рост зерна.

Твердость закаленной стали Р6М5Ф3-МП при всех исследованных температурах нагрева под закалку выше на 1,5…2,0 НRC, чем стали Р6М5Ф3. Ударная вязкость обеих сталей при повышении температуры нагрева под закалку уменьшается, однако значения ударной вязкости стали Р6М5Ф3-МП выше, чем Р6М5Ф3 до температуры 1220oС (рисунок 1б,в).

Наследование исходной структуры стали формирует в процессе термической обработки более однородную и мелкозернистую структуру с равномерным распределением карбидной фазы, что объясняет более высокую твердость и ударную вязкость порошковой быстрорежущей стали по сравнению с литой сталью. При более высоких температурах закалки значения ударной вязкости становятся практически одинаковыми для обеих сталей видимо вследствие единого механизма разупрочнения сталей при температурах свыше 1220oС [7], а более низкие значения ударной вязкости стали Р6М5Ф3-МП при этих температурах, могут вызываться неконтролируемой пористостью материала.

Была проанализирована зависимость ударной вязкости термически обработанных сталей от твердости, так как надежность работы инструмента обеспечивается наряду с высокой твердостью также и высокой ударной вязкостью, особенно при прерывистом точении. Как видно из рисунка 2, абсолютные значения ударной вязкости порошковой быстрорежущей стали выше во всем исследуемом интервале твердости.

Рисунок 1 – Влияние температуры нагрева под закалку на величину зе

Руководство по термообработке

Руководство по термообработке Марка стали Выберите сталь variant005B017R026A042A047A (C45) 047Q056K057F058A061A (C60E) 123A (20MnCrMo4-2) 124D (20MoCrS4) 124Q126H (20Cr2 *) 127C136B143A145h246F146S (16NiCrS4) 146T147Q (16NiCr6-4 *) 151A152A (20NiCrMo2-2) 152B152C (20NiCrMo2-2) 152D152E152G ( 20NiCrMo2-2) 152J152K152Q152R152Y154C156B156F156T157B157C (20NiCrMo7) 157D (20NiCrMo7) 157F157G (20NiCrMo7) 157Q158Q (20NiMo9-7 *) 159B (18CrNiMo7-6) 159Q (18CrNiMo7-6) 159S (18CrNiMo7-6) 159X (18CrNiMo7-6) 192R214E214Q214X215B216A216S222A222B225A (18CrMo8 -5 *) 225C (18CrMo8-5 *) 234B234G234J234K (16MnCr5) 234S236F (20MnCr5) 236Q (20MnCr5) 242S245S (12NiCr14-6 *) 248D248Q (18CrNi8) 250RMn125Cr (18CrNi8) 250A2-5No) 18CrNi8) 250A2-5No) 253C253D (14NiCrMo13-4) 253F253G253h353L (22NiCrMo12-5 *) 253S (22NiCrMo12-5 *) 254R254S254T255G (18NiCrMo14-6) 255Q (18NiCrMo14-6) 256A256G (23NiCrMo15-5 *) 258Q (20NiMo9-7 *) 263A264Y266L267C268A275A (24NiSiMnMo7- 6-6 *) 277L (16CrMnNiMo9-5-2 *) 277Q (16CrMnNiMo9-5-2 *) 277T280E280h380M280N280P280T (19MnV6 *) 280X281B281K281P (19MnV6 *) 281T (19MnV6 *) 281T (19MnV2) 4L295A295G295R296B296C297A — Hybrid55299Q299T316A316R322A (25CrMo4) 322D (25CrMo4) 322G322h422N322Q323A326C (42CrMo4) 326F326J326T327A (42CrMo4) 327B327K327N327S332K335C350A350Q355B (40NiCrMo7-3 *) 356D (34CrNiMo6) 356Q (34CrNiMo6) 357C365A375J382K (46MnVS3) 382L382M382P391X397A — Hybrid60398Q (32CrMoV12-10 *) 416A417R420F420G (24CrMo13- 6) 453C (31NiCrMo13-4) 455A (28NiCrMnMo14-6-4 *) 466A466F467A468Y473F477L (40SiCrMnMo7-6-6 *) 477T478K481C482A (38MnVS6) 495B (304-7Cr * 42MoNiCr) 495B (484Cr4MoNiCr) 6) 498C498h599Q (30MoCrV20-7 *) 510A (С55) 510N510P511K513Y528A528B528E (50CrMo4) 528Q (50CrMo4) 531A591A591B591C593B (51CrV4) 593G593Q (51CrV4) 593Y593Z594Y596Y606A608A673Y674Y677B677L (66SiMnCrMo6-6-4) 677Q (66SiMnCrMo6-6-4) 696R722C722S754H755V803A (100Cr6) 803B803C803D (100Cr6) 803F (100Cr6) 803G803J (100Cr6) 803K803L803N (100Cr6) 803P (100Cr6) 803Q (100Cr6) 803T803V803X803Z (100Cr6) 804C804Q821J821L (10025Cr7) 8Qr7Mo (10025Cr7) 8Qr7Cr7 (100Cr724Mo) (10025Cr722Mo) (10025Cr7) 8Cr7Cr7 (100Cr7) 8Cr7Cr7 (100Cr7) 8Cr7Cr7) 3) 825T (100CrMo7-3) 826B (100CrMo 7-4) 826Q827B (100CrMnMoSi8-4-6) 827Q831B (100CrMnSi4-4) 832K (100CrMnSi6-6) 832T837N837R (100CrMnSi6-4) 837S (100CrMnSi6-4) (508P6001621Xy20055H300) 888P60016Hybrid 2725 (4734) 3350 (8312) 4803 (4803) 9270 (1289) 100Cr6 (5621) 100CrMnSi6-4 (5625) 14Xh4MA (4708) 159X (1270) 15MA27 (7245) 15N3MA (4707) 16MnCr 5 (4316) 16NiCrS4 (4730) 17Cr 3 (5502) 18CrNiMo7-6 (4761) 1E1671 (5463) 20NiCrMo2-2 (4548) 21CrMoV 5 7 (6130) 21HGNMA (4766) 23MnCrMo5 (5503) 24M13B (5446) 25CrMoS144 HHH JV (5504) 280 M (7266) (19MnVS6 M) 280 T (7260) 280 X (7255) 285 K (1246) 28CrS4 (5548) 30CrMoV 9 (6140) 30CrNiMo 8 (6507) 327 P (1234) 34 CrMo 4 (6048) 34CrNiMo6 (6499) (ISO 898 класс 10.9) 34CrNiMo6 M (6502) 368,6 (5478) 36CrB4 (5498) 38 MnSiV5 (7239) 38MB5 (5496) 38MnSiVS5 (7219) 40 CrMoV 4-6 (1217) 40CrMo4 (6077) 41Cr 4 MOD (55174) 42Cr82 ) 50CrV 4 (7408) 51B20 (4336) 51CrV 4 (1282) 520 МВт + (2727) 52CrMoV 4 (1284) 52CrMoV4 (7407) 52Mn5BY (5234) 5HS64CC (4722) 605M36 (5905) 60Cr3 (5740) 6150 AQ 655M13 (4715) 709M40 (6107) 722M24 (8310) 817M40 (6506) 826M40 (6518) 92245H (5515) 92506 МБ, (уровень A (4525) 92506 МБ. (Уровень A (4525) 92506-3 (4540) 92520 ( Уровень A) J1 (1285) 92520 (уровень B) J1 (4739) 92523 Уровень A (1288) AISI 4140 (6115) ASTM A 193 B16 (6098) ASTM A 193 B7 (6093) ASTM A 193 B7 / L7 (1272) ASTM A 320 L7 (6137) ASTM A 320 L7 (1281) BCM 311 (5465) BM 212 (5415) BM 311 (5480) C 38 MOD (7224) C 38 + N (7228) CK 45 (5081) CK 50 ( 5155) CNMO 510 (6521) CROMOBOLT (6116) HYDAX 15 (2720) HYDAX 25 (2630) IB 20 NI MOD (5460) IMACRO M (8302) IMACRO NIT (8303) IMAFORM / 5CRB4 (5450) IMANITE (6132) IMAROCK ( 5910) IMATRA C100 (5614) IMATRA CHA (5600) MC 212 (4334) OVAKO 280 P (7265) P355NH (2714) S235JR (2191) S355J0, S355J2 (27 08) S355J0.S355J2 (2708) S355J2 + M (2723) S520M / S355J2 (2722) SAE 1080 MOD (1287) SAE 4140 MOD (6139) SAE 4340 (6514) SAE 8620 (4542) SS 2230-00 (7402) ST�L 2244- 05 (6129) ST�L 2541 (6501) TB 1398 (4741) TS280M-LX (7252) V-1580 (5241) V-1649 MOD (5074) V-2146 (7259) V-2158-60 (4326) V -2158-70 (4324) V-2244-64 (6126) V-2250-00 MOD S (6112) V-2525-60 (4756) V-2525-70 (4757) V-2903 (7210) V-2904 (7205) V-2906-95 (1258) XC 55 MOD (5235) 11MnCrB5-3 (SB9690) 16MnCrS5 (SB9206) 20MnB4 (SB9625) 22MnB5 (SB9643) 25CrMo4 (SB9224) 27MnB4 (SB9654) 27MnCr96 (SB9654) 27MnCr96 -2 (SB9652) 27MnCrB5-2 (SB9667) 28MnB5 (SB9694) 29MnCrB5-2 (SB9667) 30MnB5 (SB9662) 30MnB5 (SB9671) 34CrNiMo6 (SB9205) 38Si7 (SB9040) 42CrMo (SB9040) 42CrMo (SB9040) 42CrMo (SB9040) 42CrMo (SB9040) 42CrMo (SB9040) 42CrMo (SB9040) 42CrMo) ) 51CrV4 (SB9292) 51CrV4 (SB9212) 51CrV4 (SB9282) 51CrV4 (SB9290) 52CrMoV4 (SB9296) 55Cr3 (SB9257) 56SiCr7 (SB9084) 61SiCr7 (SB9064) C3516 C35E (SB3645) (SB3645) C3516 C35E (SB3645) (SB3645) C45 (SB1672) C55 SBC55 (SB8665) C60E EN 10083-2: 2006, исх. (SB8680) SAE 1005SAE 1010SAE 1015SAE 1020SAE 1025SAE 1030SAE 1033SAE 1034SAE 1035SAE 1037SAE 1038SAE 1040SAE 1045SAE 1050SAE 1055SAE 1059SAE 1060SAE 1062SAE 1064SAE 1065SAE 1069SAE 1070SAE 1075SAE 1080SAE 1084SAE 1085SAE 1086SAE 1090SAE 1095SAE 1108SAE 1109SAE 1110SAE 1111SAE 1112SAE 1113SAE 1114SAE 1115SAE 1116SAE 1119SAE 1120SAE 1123SAE 1139SAE 1145SAE 1152SAE 1211SAE 1320SAE 1330SAE 1335SAE 1340SAE 1345SAE 1513SAE 1518SAE 1522SAE 1524SAE 1525SAE 1526SAE 1527SAE 1533SAE 1534SAE 1536SAE 1541SAE 1544SAE 1545SAE 1546SAE 1547SAE 1548SAE 1551SAE 1552SAE 1553SAE 1561SAE 1566SAE 1570SAE 1572SAE 1580SAE 1590SAE 15B21SAE 15B28SAE 15B30 HSAE 15B35 HSAE 15B37 HSAE 15B41 HSAE 15B48 HSAE 15B62 HSAE 2317SAE 2330SAE 2340SAE 2345SAE 2512SAE 2515SAE 2517SAE 300MSAE 3115SAE 3120SAE 3130SAE 3135SAE 3140SAE 3145SAE 3150SAE 3215SAE 3220SAE 3230SAE 3240SAE 3250SAE 3310SAE 3312SAE 3316SAE 3325SAE 3335SAE 3340SAE 3415SAE 3435SAE 3450SAE 4012SAE 4023SAE 4024SAE 4027SAE 4028SAE 4032SAE 4037SAE42SAE 4028SAE 4032SAE 4037SAE42SAE 4620SAAE11 4620SAAE11 4620SAAE11 4620SAAE11 4620SAAE11 4620SAAE11 4620SAAE11 4620SAAE11 4 SAE 4120SAE 4121SAE 4125SAE 4130SAE 4131SAE 4817SAE 4135SAE 4817SAE 4137SAE 4140SAE 4142SAE 4145SAE 4147SAE 4150SAE 4161SAE 4317SAE 4320SAE 4330 ModSAE 4337SAE 4340SAE 43BV12SAE 43BV14SAE 4419SAE 4422SAE 4427SAE 4608SAE 4615SAE 4617SAE 4621SAE 4640SAE 46B12SAE 4715SAE 4718SAE 4720SAE 4812SAE 4815SAE 4820SAE 50100SAE 5015SAE 5045SAE 5046SAE 5060SAE 50B40SAE 50B44SAE 50B46SAE 50B50SAE 50B60SAE 51100SAE 5115SAE 5117SAE 5120SAE 5130SAE 5132SAE 5135SAE 5140SAE 5145SAE 5147SAE 5150SAE 5152SAE 5155SAE 5160SAE 51B60SAE 52100SAE 6115SAE 6117SAE 6118SAE 6120SAE 6125SAE 6130SAE 6135SAE 6140SAE 6145SAE 6150SAE 6195SAE 71360SAE 71660SAE 7260SAE 8115SAE 81B45SAE 8615SAE 8617SAE 8620SAE 8622SAE 8625SAE 8627SAE 8630SAE 8632SAE 8635SAE 8637SAE 8640SAE 8641SAE 8642SAE 8645SAE 8647SAE 8650SAE 8653SAE 8655SAE 8660SAE 86B30SAE 86B45SAE 8715SAE 8717SAE 8719SAE 8720SAE 8735SAE 8740SAE 8742SAE 8745SAE 8750SAE 8822SAE 9250SAE 9254SAE 9255SAE 9259SAE 9260SAE 9340SAE 9340SAE 9261SAE 9340SAE 9340SAE 9261SAE 9340SAE 9340SAE 9340SAE 9261SAE 9261SAE AE 9442SAE 9445SAE 9447SAE 94B15SAE 94B17SAE 94B30SAE 94B40SAE 9747SAE 9763SAE 9840SAE 9845SAE 9850SAE 304SAE 403SAE 410SAE 414SAE 416SAE 422SAE 431SAE 440ASAE 440BSAE 440CSAE 502Ph23-8Ph27-7Maraging 200Maraging 250Maraging 300Maraging 350AISI W5AISI S1AISI S2AISI S5AISI S6AISI S7AISI O1AISI O2AISI O6AISI O7AISI A2AISI A3AISI A4AISI A6AISI A7AISI A8AISI A9AISI A10AISI A11AISI D2AISI D3AISI D4AISI D5AISI D7AISI L2AISI L6AISI h20AISI h21AISI h22AISI h23AISI h24AISI h29AISI h31AISI h32AISI h33AISI h34AISI h35AISI h36AISI h52AISI h53AISI T1AISI T2AISI T4AISI T5AISI T6AISI T8AISI T15AISI M1AISI M2AISI M4AISI M6AISI M7AISI M10AISI M30AISI M33AISI M34AISI M36AISI M41AISI M42AISI M43AISI M46AISI M47AISI M48AISI M50AISI M52AISI M62DIN C15DIN C22DIN C35DIN C40DIN C50DIN C55DIN C60DIN C67DIN 8CrMo16DIN 10CrMo9-10DIN 14NiCr10DIN 14NiCr14DIN 15Cr3DIN 15CrNi6DIN 15NiCr13DIN 16NiCr4DIN 16NiCr11DIN 16MnCr5DIN 16CrNiMo6DIN 16NiCrMo12DIN 16NiCrMo12-6DIN 17Cr3DIN 17MnB4DIN 17MnV7DIN 17CrNi6-6DIN 17NiCrMo 6-4DIN 17CrNiMo6DIN 18CrNi8DIN 18CrMo4DIN 18NiCr5-4DIN 18CrNiMo7-6DIN 18NiCrMo14-6DIN 18NiCrMo5DIN 19MnVS6DIN 19MnB4DIN 20MnB-3DIN 20MnB5DIN 20MnV6DIN 20Mn5DIN 20MnCr5DIN 20MnCrMo4-2DIN 20MnCrB5DIN 20MoCr4DIN 20NiCrMo2DIN 20NiCrMo7DIN 20NiCrMo2-2DIN 20NiMoCrS6-5DIN 21MnCr5DIN 21NiCrMo2DIN 21CrMoV5-7DIN 21CrMoV5-11DIN 22MnB4DIN 22MnB5DIN 22CrMoS3- 5DIN 23MnB4DIN 23MnNiMoCr5-4DIN 23MnNiCrMo5-2DIN 24CrMo13-6DIN 25MnB5DIN 25CrMo4DIN 27MnCrB5-2DIN 28Cr4DIN 28Mn6DIN 28NiCrMoV10DIN 30MnB5DIN 30CrNiMo8DIN 30NiCrMo2-2DIN 30CrMoV9DIN 30MnVS6DIN 31CrMoV9DIN 31CrMo12DIN 32CrB4DIN 32CrMoV12-28DIN 33CrMoV12-9DIN 34Cr4DIN 34CrMo4DIN 34CrNiMo6DIN 34CrAlNi7DIN 34CrAlMo5-10DIN 35NiCr18DIN 35NiCrMo16DIN 36Mn5DIN 36NiCr6DIN 36CrB4DIN 36NiCrMo16DIN 37Cr4DIN 37MnSi5DIN 37MnB5DIN 55Cr3DIN 38Cr4DIN 38Si7DIN 39NiCrMo3DIN 39MnCrB6-2DIN 40CrMnMo7DIN 40CrMoV-7DIN 55Cr3DIN 40CrMoV4-7DIN 40CrMoV13-9DIN 40CrMnMoS8-6DIN 40NiCrMo8DIN 40 NiCrMo 10-5DIN 40CrMnNiMo8-6-4DIN 41Cr4DIN 41CrAlMo7DIN 42MnV7DIN 42CrMo4DIN 43MnSi Mo4DIN 45SiCrV6DIN 45NiCrMo16DIN 45NiCrMoV16-6DIN 46Cr2DIN 46Si7DIN 46MnVS3DIN 50CrV4DIN 50CrMo4DIN 50CrMoV13-14DIN 51CrV4DIN 51CrMoV4DIN 52CrMoV4DIN 52SiCrNi5DIN 54SiCr6DIN 54SiCrV6DIN 54NiCrMoV6DIN 55Si7DIN 55NiCrMoV7DIN 56Si7DIN 56NiCrMoV7DIN 58CrV4DIN 60Cr3DIN 60MnSiCr4DIN 60SiCrV7DIN 60WCrV7DIN 60WCrV8DIN 61SiCr7DIN 62SiMnCrV4DIN 65SiCrV7DIN 70Mn4DIN 90MnCrV8DIN 95MnWCr5DIN 100Cr6DIN 100CrMo7DIN 100CrMo7-3DIN 100CrMnSi4-4DIN 100CrMnSi6-4DIN 100CrMnMoSi8- 4-6DIN 100MnCrW4DIN 115CrV3DIN X12CrMo9-1DIN X19NiCrMo4DIN X33CrS16DIN X37Cr13DIN X37CrMoV5-1DIN X37CrMoW5-1DIN X38CrMo16DIN X38CrMoV51DIN X40Cr14DIN X40CrMoV5-1DIN X45NiCrMo4DIN X50CrMoV5-1DIN X50CrMoV5-1-1DIN X82WMoCrV6-5-4DIN X91CrMoV18DIN X100CrMoV5DIN 125Cr1DIN X155CrVMo121DIN X153CrMoV12DIN X210CrW12DIN X210Cr12SS 1350SS 1370SS 1572SS 1650SS 1655SS 1672SS 1674SS 1770SS 1914SS 1922SS 2085SS 2090SS 2120SS 2127SS 2140SS 2142SS 2172SS 2216SS 2218SS 2225SS 2230SS 2234SS 2242SS 2244SS 2258SS 2260SS 2301SS 2304SS 2310SS 2312SS 2314 SS 2324SS 2333SS 2346SS 2352SS 2387SS 2541SS 2506SS 2511SS 2512SS 2523SS 2550SS 2710SS 2722SS 2912SS 2940EN 8EN 9EN 11EN 11EN 12EN 12EN 13EN 13EN 14AEN 14AEN 15EN 15EN 16EN 16EN 17EN 17EN 17EN 18EN 18EN 19EN 19EN 20AEN 20EN 20EN 21BEN 25EN ​​21BEN 25EN ​​21BEN 25EN 29AEN 29AEN 30AEN 30AEN 31EN 31EN 32EN 32EN 33EN 33EN 34EN 34EN 35EN 35EN 36AEN 36AEN 36CEN 36CEN 39AEN 39AEN 39BEN 39BEN 40AEN 40AEN 40CEN 40CEN 41AEN 41AEN 41BEN 41BEN 43AEN 111 43AEN 45EN 45EN 47EN 47EN 47EN1 35EN1 35EN3 355EN 355EN 361EN 361EN 362EN 362EN 363EN 363S10CS10CS20CS20CS30CS30CS35CS35CS40CS40CS45CS45CS50CS50CS55CS55CS60CS60CS70CS70CS75CS75CSCCrM1SCCrM1SCCrM3SCCrM3SCM 420SCM 420SCM 4404SCM 4404SCM415SCM415SCM418SCM418SCM420SCM420SCM425SCM425SCM430SCM430SCM440SCM440SCM822SCM822SCMV4SCMV4SCr415SCr415SCr420SCr420SCr430SCr430SCr440SCr440SCr445SCr445SCM1SCM1SCM2SCM2SCM3SCM3SCM5SCM5SCMnCr2SCMnCr2SCMnCr3SCMnCr3SCMnCr4SCMnCr4SCMnCrM2SCMnCrM2S CMnCrM3SCMnCrM3SCMnM3SCMnM3SCMQ4ESCMQ4ESCMQ4VSCMQ4VSCMQ5VSCMQ5VSCMV1SCMV1SCMV2SCMV2SCMV3SCMV3SCMV4SCMV4SCMV5SCMV5SCMV6SCMV6SCNCrM2SCNCrM2SCSiMn2SCSiMn2SK70SK70SK80SK80SK90SK90SK120SK120SKh3SKh3SKh4SKh4SKh5SKh5SKh20SKh20SKH50SKH50SKH51SKH51SKH52SKH52SKH53SKH53SKH54SKH54SKH55SKH55SKH56SKH56SKH57SKH57SKH58SKH58SKH59SKH59SKS2SKS2SKS3SKS3SKS4SKS4SKS7SKS7SKS8SKS8SKS11SKS11SKS21SKS21SKS31SKS31SKS41SKS41SKS43SKS43SKS44SKS44SKS55SKS55SKS51SKS51SKS81SKS81SKS93SKS93SKS94SKS94SKS95SKS95SKT3SKT3SKT4SKT4SKT6SKT6SMn420SMn420SMn433SMn433SMn438SMn438SMn443SMn443SMnC420SMnC420SMNC443SMNC443SNB16SNB16SNB21-1SNB21-1SNB22-1SNB22-1SNB23-1SNB23-1SNB24-1SNB24-1SNB5SNB5SNB7SNB7SNC236SNC236SNC415SNC415SNC631SNC631SNC815SNC815SNC836SNC836SNCM220SNCM220SNCM240SNCM240SNCM420SNCM420SNCM431SNCM431SNCM447SNCM447SNCM661SNCM661SNMC625SNMC625SNMC630SNMC630SNMC815SNMC815STBA12STBA12STBA13STBA13STBA20STBA20STBA22STBA22STBA22STBA22STBA24STBA24STBA25STBA25STBA26STBA26SUh2SUh2SUh5SUh5SUh21SUh21SUh31SUh31SUh41SUh41SUh409SUh40 9SUh410SUh410SUH616SUH616SUP6SUP6SUP7SUP7SUP9SUP9SUP9ASUP9ASUP10SUP10SUP11ASUP11ASUP12SUP12SUP13SUP13SKD1SKD1SKD2SKD2SKD4SKD4SKD5SKD5SKD6SKD6SKD7SKD7SKD8SKD8SKD10SKD10SKD11SKD11SKD11SKD11SKD12SKD12SKD61SKD61SKD62SKD62SKH51SKH51SUJ 2SUJ 2SUJ 3SUJ 3SUJ 4SUJ 4SUJ 5SUJ 5.

Влияние термической обработки на микроструктуру, фазовое распределение и механические свойства высокоэнтропийного сплава AlCoCuFeMnNi

В данной статье сообщается о синтезе высокоэнтропийного сплава AlCoCuFeMnNi (ВЭА) с помощью процесса дуговой плавки. Литой сплав был подвергнут термообработке при 900 ° C в течение 8 часов для исследования влияния термической обработки на структуру и свойства. Микроструктурные и механические свойства сплава были проанализированы вместе с детальным фазовым анализом образцов.Первоначально отлитый образец состоял из двух отдельных фаз со структурами ОЦК и ГЦК, имеющими параметры решетки 2,901 Å и 3,651 Å соответственно. В термообработанном сплаве наблюдаются выделения в виде стержней микроскопических размеров как в матрице, так и во второй фазе. Уточнение по Ритвельду показало, что структура имела три фазы с параметрами решетки 2,901 Å (BCC), 3,605 Å (FCC1) и 3,667 Å (FCC2). Полученные фазы и распределение фаз были также подтверждены методами ПЭМ.Сплавы были охарактеризованы механически с помощью испытаний на сжатие и твердость. Предел текучести, прочность на сжатие и твердость по Виккерсу литого сплава составляют 1317 ± 34 МПа, 1833 ± 45 МПа и 448 ± 25 Hv соответственно. Термическая обработка снижает значения твердости до 419 ± 26 Hv. Максимальное сжимающее напряжение сплава увеличилось до 2123 + 41 МПа, а предел текучести снизился до 1095 ± 45 с обработкой.

1. Введение

Традиционный подход к конструированию сплавов основан на смешивании одного или двух первичных элементов с известными свойствами, а второстепенные элементы добавляются для улучшения их свойств.Согласно общепринятой стратегии разработки новых систем сплавов, многопрофильные элементы могут приводить к образованию интерметаллических соединений и сложных микроструктур. Yeh et al. [1] и Cantor [2] сломали этот образ мышления с разработкой высокоэнтропийных сплавов (HEA). Сплавы с высокой энтропией — это системы, обычно содержащие более пяти основных элементов на уровне 5–35 ат.% [3–5]. Из-за высокой конфигурационной энтропии этих систем, как правило, образуются твердые растворы ГЦК и ОЦК, а не интерметаллиды и сложные фазы [6–8].Было показано, что некоторые системы сплавов, разработанные с использованием подхода HEA, демонстрируют отличные механические [8–10] и высокотемпературные свойства [6], а также износостойкость [11], сопротивление высокотемпературному размягчению [12] и т. Д., И они подходят для много приложений. Во многих случаях наилучший баланс свойств может быть достигнут для сплава с несколькими главными элементами, состоящего более чем из одной фазы твердого раствора [8, 13].

Среди систем высокоэнтропийных сплавов сплав AlCoCrFeNi широко изучался [14, 15].Хорошо известно, что свойства системы сплава зависят от состава. В текущем исследовании мы модифицировали эту систему сплава, заменив Cr на Cu, а Mn был добавлен в качестве нового легирующего элемента. Система была синтезирована методом дуговой плавки и охарактеризована в отношении кристаллической структуры, фазовой стабильности, микроструктуры и механических свойств. Образец подвергали термообработке при 900 ° C в течение 8 часов, чтобы увидеть высокотемпературные свойства. Полученные микроструктуры и фазы анализировали до и после термообработки методами дифракции рентгеновских лучей, сканирующей электронной микроскопии, просвечивающей электронной микроскопии, испытания на сжатие и испытания на микротвердость.

2. Экспериментальный метод

Эквиатомное количество высокочистого Al (99,9%), Co (99,9%), Cu (99,9%), Fe (99,9%), Ni (99,9%) и Mn (99,9%) составляло выплавляли в дуговой печи в атмосфере аргона. Примерно партии по 3 грамма плавили в медной форме с водяным охлаждением. Слиток переплавляли трижды для повышения однородности. Образец был оценен в литом состоянии и подвергнут термообработке при 900 ° C в атмосфере аргона в течение 8 часов и охлаждении в печи.

Фазы охарактеризованы методом дифракции рентгеновских лучей с использованием рентгеновского дифрактометра (XRD) Bruker D8 ADVANCE с медной мишенью, работающей при 40 кв 30 мА.Параметры решетки и кристаллические структуры, а также объемные доли были получены в результате уточнения рентгеновских данных методом Ритвельда с помощью программы MAUD [16]. Композиционный и микроструктурный анализ выполняли с использованием FEI Nova NanoSEM 430, оборудованного детектором EDS.

Образцы из тонкой фольги были приготовлены путем механического утонения с последующим ионным измельчением и наблюдались под просвечивающим электронным микроскопом (200 кВ TEM, JEM-2100F, JEOL, Токио, Япония).

Механические свойства были оценены путем испытаний на одноосное сжатие на образцах диаметром 3 и 4 мм.Длиной 5 мм с использованием испытательной системы Instron 5582 со скоростью деформации 10 −3 с −1 . Для получения среднего значения было проведено три испытания на сжатие. Значения твердости были измерены при нагрузке 4,903 Н в течение 10 с. Заявленное значение твердости было средним значением не менее 10 измерений.

3. Результаты и обсуждение
3.1. Фазовый анализ

На рисунке 1 (а) показана картина дифракции рентгеновских лучей (XRD) отлитого образца с вышеупомянутым составом.Детальное уточнение Ритвельдом данных XRD показывает, что образец в литом состоянии состоит из двух фаз твердого раствора с объемно-центрированной кубической (ОЦК) и гранецентрированной кубической (ГЦК) кристаллической структурой. Параметры решетки твердого раствора ОЦК и твердых растворов ГЦК составили 2,901 Å и 3,651 Å соответственно. Относительные доли этих двух фаз составляют 65,66% (BCC) и 34,34% (FCC).


Сплав подвергали термообработке при 900 ° C в течение 8 часов. После термообработки на данных XRD появилась вторая фаза ГЦК с аналогичным параметром решетки, причем фаза ГЦК наблюдалась в литом образце, оставшемся в структуре (рис. 1 (b)).Расчетные параметры решетки двух ГЦК-фаз равны 3,667 Å и 3,605 Å, а постоянная решетки ОЦК-фазы составляет 2,893 Å. Относительные доли этих фаз составили 26,82%, 19,53% и 53,65 соответственно. Соответствующие фазы, их параметры решетки и объемные доли этих двух состояний перечислены в таблице 1. Уточненная по Ритвельду рентгеновская дифрактограмма термообработанного образца приведена на рисунке 2. Здесь следует отметить, что мы видим превращение части фаз BCC и FCC на другую фазу FCC, которую мы теперь будем называть FCC-2.


Фаза Параметр решетки (Å) Фазовые доли (%)

As-cast BCC 2.901 65,66
FCC 3,651 34,34

термически обработанный BCC 2,893 53,64
FCC-1 3.667 26,83
FCC-2 3,605 19,53


3.2. Анализ микроструктуры и химического состава

На рисунке 3 (а) представлено изображение сплава после литья в отраженных электронах. Из изображения видно, что микроструктура содержит основную фазу с относительно более темным контрастом и другую фазу с более ярким контрастом, что согласуется с результатами XRD.Общий атомный состав, полученный с помощью анализа энергодисперсионной спектроскопии (EDS) отлитого образца и точечного анализа более темной и более яркой фаз, представлен в Таблице 2. Можно видеть, что более темная фаза обогащена Al, а более яркая. регионы обогащены Fe и Cu.


Al Mn Fe Co Ni Cu

As-cast
Яркий 12,04 17,28 20,32 16,40 13,94 20,04
Темный 21,49 15,36 15,12 16,07 17,35 14,61
термообработанный
SP 9,92 15,67 14,87 12,51 12,76 34,28
PS 90 041 19,12 15,53 17,12 16,00 16,41 15,82
PM 16,25 15,41 17 , 12 14,96 14,19 22,08
MP 21,78 15,28 17,07 18,03 18,25 9,60

Всего 17,92 16,70 16,19 15,87 16,27 17,07

Термическая обработка образца приводит к образованию более сложной микроструктуры, что подтверждается рентгеноструктурным анализом, рис. 3 (б).Более пристальный взгляд на микроструктуру показывает, что осадки в форме стержней видны как в более темных, так и в более ярких областях (см. Рисунок 3 (c)).

Как видно из изображения SEM, кажется, что есть четыре области. Эти области можно назвать (1) темной фазой матрицы (MP) и (2) светлыми выделениями внутри матричной фазы (PM) и (3) яркими вторичными фазами (SP) и (4) темными выделениями внутри вторичной фазы (PS). . Чтобы понять природу этих областей, для каждой области применяется точечный элементный анализ, и эти значения также включены в таблицу 2.Хотя полученные количественные значения имеют ограниченную точность из-за малых размеров фаз, эти значения могут дать приблизительную информацию о распределении состава между четырьмя областями. Значения в таблице 2 показывают, что состав матричной фазы (MP) богат Al, в то время как яркая вторичная фаза (SP) богата Cu.

Чтобы проверить изменение состава в микроструктуре, было проведено элементное картирование, и цветные карты представлены на рисунке 4.Видно, что матричная фаза содержит больше Al, Co и Ni, чем вторичная фаза, богатая Cu. Игольчатые выделения внутри матрицы обогащены Cu.


3.3. Анализ с помощью просвечивающей электронной микроскопии

Полученное фазовое распределение было дополнительно проверено с помощью анализа ПЭМ. Подобная микроструктура, полученная при анализе SEM, наблюдается в TEM. Изображение ПЭМ в светлом поле для термообработанного образца показано на рисунке 5 (а). На верхней вставке (b) показана дифракционная картина от области матрицы (MP), которая, как обнаружено, имеет структуру BCC с осью зоны BCC.Аналогичным образом нижняя вставка (c) была получена из осадка в матрице (PM) и имеет структуру FCC от оси зоны FCC. Кристаллическая структура второй фазы также определяется по выбранной дифрактограмме. Дифракционные картины получены из изображения в светлом поле, показанного на рисунке 5 (d), и картины проиндексированы для частицы второй фазы (верхняя вставка, (e)) и для осадка во второй фазе (нижняя вставка, (f). ). Было обнаружено, что структуры являются FCC от оси зоны FCC и BCC от оси зоны BCC, соответственно.Обобщая ПЭМ-изображения и дифракционные картины, можно сказать, что матричная фаза (MP) и темные выделения во вторичной фазе (PS) оказываются ОЦК с тем же параметром решетки, тогда как вторичная фаза (SP) и яркие выделения внутри матричной фазы (PM) оказались ГЦК-фазами с двумя разными, но близкими параметрами решетки.


.

Осаждение вторичных фаз в супермартенситной стали 13Cr6Ni2,5MoTi при термической обработке

[1] П. Туссен, Дж. Дж. Дюфран, Достижения в области изготовления и свойств основных материалов супермартенситных нержавеющих сталей, В: Proc. Супермартенситных нержавеющих сталей 2002, KCI Publishing BV, Брюссель, 2002, стр.23-28.

[2] Е. Ладанова, Ю.К. Сольберг, В: Тр. Супермартенситных нержавеющих сталей 2002, KCI Publishing BV, Брюссель, 2002, стр.205-211.

[3] Д. Карруж, Сварка супермартенситных сталей, канд. Диссертация, Институт TWI, Абингдон, (2002).

[4] В.Водарек, М. Тврды, А. Корчак, Термическая обработка супермартенситных сталей, Inžynieria Materialowa 22. 5 (2001) 939–941.

[5] А.Боджак, Л. Чжао, П.Ф. Моррис, Дж. Сиетсма, Определение аустенита и образования мартенсита в 13Cr6Ni2 на месте. Супермартенситная нержавеющая сталь 5MoTi, характеристика материалов 71 (2012) 77-86.

DOI: 10.1016 / j.matchar.2012.06.004

[6] Г.Ф. Да Силва и др., Влияние термообработки на ударную вязкость и сенсибилизацию сверхмартенситной нержавеющей стали, легированной титаном, J. Mater. Sci. 46 (2011) 7737-7774.

DOI: 10.1007 / s10853-011-5753-8

[7] Ю.Я. Сонг, Д. Х. Пинг, Ф. Инь, X.Y. Ли, Ю.Ю. Ли, Эволюция микроструктуры и низкотемпературная ударная вязкость мартенситной нержавеющей стали Fe-13% Cr-4% Ni-Mo, Mater. Sci. Англ. А 527 (2010) 614-618.

DOI: 10.1016 / j.msea.2009.08.022

[8] Д.М. Эскриба, Э. Матерна-Моррис, Р.Л. Плаут, А.Ф. Падилья, Осаждение хи-фазы в дуплексной нержавеющей стали, Характеристики материалов 60 (2009) 1214–1219.

DOI: 10.1016 / j.matchar.2009.04.013

.

8. Техническая термообработка — Скачать PDF бесплатно

1 8. Техническая термообработка

2 8. Техническая термообработка 95 6 cm C 400 C C cm C температура C При сварке детали подводимое количество тепла влияет не только на сам сварной шов, но и на окружающий основной материал (HAZ).Температурное поле, которое появляется вокруг сварного шва при использовании различных процедур сварки, показано на рисунке 8.1. На рис. 8.2 показано влияние свойств материала на процесс сварки. Определяющие факторы процесса, представленные на этом рисунке, такие как температура и интервал плавления, теплоемкость, теплоотдача и т. Д., Сильно зависят от химического состава материала. Металлургические свойства здесь характеризуются, например, однородность, структура и текстура, физические свойства, такие как тепловое расширение, прочность на сдвиг, пластичность.Структурные изменения, вызванные подводом тепла (процесс 1, 2, 7 и 8), напрямую влияют на механические свойства сварного шва. Кроме того, на химический состав металла шва и прилегающего основного материала также влияют процессы 3–6. 6 см 4 Распределение различных методов сварки см 2 Кислородно-ацетиленовая сварка ручная дуговая сварка металлическим электродом -60 мм мм 60 br-er04 -01.cdr Рис. 8.1 Зона термического влияния при оксиацетиленовой сварке 600 CC 800 CC Расстояние от центральной линии шва C 600 C 400 CCC Зона термического влияния при ручной дуговой сварке металлическим электродом Основываясь на бинарной системе, формируются различные зоны структуры. показано на рисунке 8.3. Таким образом, зона крупного зерна возникает, например, в областях с сильно повышенной температурой аустенизации. В то же время в этих областях появляются пики твердости из-за значительного снижения критической скорости охлаждения и грубого бр-эи. Рис. Нагрев и плавление сварочного материала. Плавление частей основного материала. Реакция прохождения сварочного материала с атмосферой дуги. Реакция прошедшего сварочного материала. с расплавленным основным материалом Взаимодействие между сварочной ванной и твердым основным материалом (возможно, сварные швы). Реакция металла и флюса с атмосферой. Затвердевание сварочной ванны и шлака. Охлаждение сварного соединения до твердого состояния. Термическая обработка после сварки, если необходимо. Устойчивое изменение свойств материала. тепло, температура и интервал плавления, теплота плавления, температура кипения (металл, покрытие) Удельная теплоемкость, температура и интервал плавления, теплопроводность, коэффициент теплового расширения, однородность, время Состав атмосферы, сродство, давление, температура, диссоциация, ионизация, скорость реакции Соотношения растворимости, температуры и давления под воздействием высокой температуры ce, удельный вес, флюс в сварочной ванне Процессы диффузии и изменения положения, время, формирование границ, упорядоченная — неупорядоченная структура Сходство, температура, давление, время Тепло расплава, условия охлаждения, плотность и пористость шлака, интервал затвердевания Фазовые диаграммы (в зависимости от времени) , теплопроводность, коэффициент нагрева, прочность на сдвиг, пластичность Фазовые диаграммы (в зависимости от времени), текстура при теплой деформации, пластичность, модуль упругости Фазовые диаграммы, рабочая температура, механическая и химическая деформация, время Классификация процесса сварки на отдельные механизмы

3 8.Техническая термообработка 96 зерен. Эта зона сварного шва является областью с наихудшими значениями ударной вязкости. На Рисунке 8.4 вы можете увидеть, насколько могут быть затронуты пики твердости отдельных структурных зон и зон с неблагоприятными механическими свойствами. При нанесении электрошлакового шва на лист толщиной 200 мм за один проход достигается ширина ЗТВ примерно 30 мм. Используя трехпроходную технику, ЗТВ уменьшается до 8 мм. Твердость сварного шва твердость понижение неполное плавление крупнозернистое стандартное преобразование неполная кристаллизация рекристаллизация 1 CG 800 PS При использовании различных процедур различия в формировании зон термического влияния становятся еще более четкими, как показано на рисунке зона термического влияния (видна на макросе) старение голубая хрупкость, 2 6 0,8 2,% 3 содержание углерода Эти эффекты можно активно использовать в adbr-er04-03.cdr преимущества материала, например, для корректировки расчетных механических свойств в соответствии с выбором, показанным на рис. 8.3. Зоны микроструктуры сварного шва — отношение к двоичной системе, или для устранения негативных эффектов сварки. Особенно это касается высокопрочных мелкозернистых сталей и высоколегированных материалов, которые специально оптимизированы для достижения особого качества, например Устойчивость к коррозии в определенных агрессивных средах, эта термообработка после сварки имеет большое значение. На рис. 8.6 показаны участки диаграммы Fe-C для различных методов термообработки.Отчетливо видно, что содержание углерода (а также содержание других легирующих элементов) оказывает отчетливое влияние на уровень температуры отжига, показанный на Рисунке 8.4.

4 8. Техническая термообработка 97, например, крупнозернистая термообработка или нормализация. Также можно видеть, что начало образования мартенсита (MS-линия) смещается в сторону непрерывно снижающихся температур с увеличением содержания углерода.Это важно, например, для процессов закалки (будет объяснено позже). метастабильная система железо-углерод (частично) 100 электронно-лучевая сварка 1600 расплав + твердый раствор 1493 CCH — твердый раствор B — твердый раствор A раствор N cbc атомная решетка 1 расплав C 1400 цветов тепла 1 желтый белый диффузионная термообработка 2, светло-желтый E желтый 40 проход дуговой сварки под флюсом / закрытый проход 1000 крупнозернистых термообработка cfc атомная решетка 911 GA 2 800M 769 CP 723 феррит COS (твердый раствор) рекристаллизационная термообработка 600 cbc атомная решетка нормализация + закалка (- мишкристалл) рекристаллизационная термообработка QA см мягкий отжиг для снятия напряжений + вторичный цементит (Fe3C) 1000 желтый красный светлый красный 800 K вишнево-красный темно-красный коричневый красный 600 темно-коричневый 12 дуговая сварка в газовой среде, 5 0,8 1 1,5 2 Fe Содержание углерода в% по массе 0 5 закалка отпуск доэвтектоидная сталь эвтектоидная сталь заэвтектоидная сталь MS Содержание цементита в% по массе br-er04-05.cdr br-er04-06.cdr Развитие зоны теплового воздействия при электродуговом, субдуговом и MIG-MAG-сварке Металлургическое исследование методов термообработки Рис. 8.5 Поскольку эта диаграмма не охватывает влияние времени, можно использовать только постоянные конечные температуры. читать, прогнозы относительно скорости нагрева и охлаждения невозможны. Таким образом, ниже будут объяснены индивидуальные методы термообработки в зависимости от их температурно-временной зависимости. C-феррит + br-ei cdr Рисунок 8.6 0,4 0,8% C-Content интенсивный нагрев Крупнозернистая термообработка длительное время несколько часов Рисунок 8.7

5 8. Техническая термообработка 98 На рис. 8.7 в деталях показан процесс Tt термообработки крупнозернистого сплава, содержащего 0,4% C. Термическая обработка крупного зерна применяется для создания зерна размером до можно улучшить механические свойства. В случае сварки крупное зерно нежелательно, хотя и неизбежно вследствие цикла сварки.Из рисунка 8.7 видно, что существует два метода термообработки крупного зерна. Первый способ — выдержать температуру, близкую к указанной выше, в течение пары часов с последующим медленным охлаждением. Второй способ очень важен для сварочного процесса. Здесь крупное зерно образуется при значительно более высокой температуре с относительно короткими периодами. На рис. 8.8 схематично показано поведение температуры и времени на ТТТ-диаграмме. (Примечание: кривые объясняют механизмы работающей структуры, их нельзя использовать в качестве примеров для чтения.Для определения t 8/5, значений твердости или распределения микроструктуры всегда используются TTT-диаграммы, которые всегда считываются непрерывно или изотермически. Смешанные типы, такие как кривые 3–6, для этой цели не допускаются!). C, 1 MS br-ei cdr Рис. 8.8 Линия феррита ² с 10³ TTT-диаграмма с процессами термообработки феррит-бейнитный мартенсит 1: Нормализация 2: Простая закалка 3: Прерывистая закалка 4: Закалка горячим погружением 5: Бейнитный отжиг 6: Патентование (изотермическое отжиг) Наиболее важные методы термообработки можно разделить на части отжига, закалки и отпуска, и эти отдельные процессы можно использовать по отдельности или вместе.Процесс нормализации показан на рисунке 8.9. Он используется для получения однородной ферритной структуры. Для этого сталь подвергается термообработке примерно на 30 ° C выше Ас 3 до образования однородной массы. Это условие является отправной точкой для последующей обработки закалкой и / или закалкой и отпуском. В случае заэвтектоидных сталей аустенизация происходит выше температуры. Нагрев должен быть быстрым, чтобы зерно оставалось как можно более мелким (см. Диаграмму ТТА, глава 2). Затем следует воздушное охлаждение, обычно приводящее к переходу в состояние феррита (см. Рисунок 8.8, строка 1; образование феррита и нормированной микроструктуры).

6 8. Техническая термообработка 99 Рисунок 8.9 Феррит C + br-ei cdr Для упрочнения материала аустенизация и гомогенизация также проводятся при температуре на 30 ° C выше A C3. Также в этом случае нужно следить, чтобы зерна оставались как можно более мелкими. Чтобы обеспечить полное превращение в мартенсит, следует последующая закалка до тех пор, пока температура не станет намного ниже Ms-температуры. Рисунок Скорость охлаждения во время закалки должна быть достаточно высокой, чтобы охлаждение из зоны происходило непосредственно в зону мартенсита без каких-либо дальнейших фазовых переходов ( кривая 2 на рисунке 8.8). Такие процессы закалки создают очень высокие термические напряжения, которые могут разрушить заготовку во время закалки. Таким образом, существуют вариации этого процесса, при которых образование подавляется, но из-за меньшего температурного градиента термические напряжения остаются на некритическом уровне (кривые 3 и 4 на рисунке 8.8). На практике это может быть достигнуто, например, путем остановки процесса закалки в воде при определенной температуре и продолжения охлаждения более мягкой охлаждающей средой (маслом). При более длительной выдержке при повышенном уровне температуры превращения могут происходить и в области бейнита (кривые 5 и 6).0,4 0,8% C-Content Нормализация превращения и гомогенизации твердого раствора (30-60 мин) при 30 ° C выше AC 3 феррит + br-ei cdr Рис. 8.10 быстрое нагревание на воздухе, охлаждение, начало образования мартенсита 0,4 0 , 8% C-Content Закалка на 30 ° C выше закалки в воде Начало образования мартенсита

7 8. Техническая термообработка 100 На рисунке 8.11 показаны процедуры закалки и отпуска.За закалкой следует еще одна термообработка ниже A c1. Во время этого процесса отпуска происходит разрушение мартенситного феррита C + br-ei cdr, рис. 8.11. Образуются феррит и цементит. Поскольку это изменение вызывает очень тонкую микроструктуру, эта термообработка приводит к очень хорошим механическим свойствам, например сила и стойкость. На рис. 8.12 показана процедура мягкого отжига. Здесь мы стремимся настроить мягкую и подходящую микроструктуру для обработки. Такая структура характеризуется большей частью сферическими частицами цементита, в то время как пластинчатая структура решена (на Рисунке 8.12, отмеченные кружками, слева: до, справа: после мягкого отжига). Для доэвтектических сталей сфероидизация цементита достигается термической обработкой, близкой к указанной ниже. В этих сталях часть углерода, связанного с цементитом, растворяется во время термообработки близко ниже, оставшиеся пластинки цементита со временем превращаются в шарики, а более крупные растут за счет более мелких (преобразование осуществляется, потому что площадь поверхности это сильно редуцированное термодинамически более благоприятное состояние).Помимо пластинчатой ​​структуры заэвтектические стали имеют цементитную сетку на границах зерен. 0,4 0,8% C-содержание примерно на 30 C выше Закалка и отпуск Закалка и отпуск C-феррит + br-ei cdr закалка медленное охлаждение 0,4 0,8% C-содержание Мягкий Время отжига зависит от заготовки от 10 до 20 C ниже или отжиг цементита колебаниями +/- 20 градусов вокруг Рисунок 8.12

8 8.Техническая термообработка 101 Сфероидизация цементита достигается за счет использования процессов трансформации во время колебаний. При превышении превращения феррита в происходит одновременное растворение определенного количества углерода в соответствии с бинарной системой Fe C феррит + br-ei cdr Рисунок 4 0,8% C-Content Время снятия напряжения в зависимости от детали между 450 и 650 ° C. Когда температура снова падает ниже и поддерживается ниже примерно на 20 ° C до завершения превращения, происходит повторное осаждение цементита на существующих зародышах.Повторение этого процесса приводит к ступенчатой ​​сфероидизации цементита, а частое преобразование позволяет избежать укрупнения зерна. Микроструктура после мягкого отжига часто представляет состояние материала при поставке. На рисунке 8.13 показан принцип термической обработки для снятия напряжения. Эта термообработка используется для устранения дислокаций, вызванных сваркой, деформацией, трансформацией и т. Д., С целью повышения ударной вязкости детали. Снятие напряжения работает только в том случае, если имеющиеся дислокации могут двигаться, т.е.е. пластические деформации конструкции должны выполняться в микродиапазоне. Повышение температуры — это обычно используемый метод, чтобы сделать возможными такие деформации, поскольку предел текучести уменьшается с повышением температуры. Термическая обработка для снятия напряжений не должна вызывать каких-либо других изменений свойств, поэтому отпускаемые стали термообработаны при температуре ниже отпуска. Снятие напряжения Нормализация Закалка (закалка) Закалка и отпуск Раствор или закалка термообработка Закалка br-ei cdr Рис. 8.14 Термическая обработка при температуре ниже нижней точки перехода, в основном от 600 до 650 ° C, с последующим медленным охлаждением для снятия внутренних напряжений; нет существенного изменения нынешних свойств. Нагрев до температуры немного выше верхней точки перехода (заэвтектоидные стали выше нижней точки перехода) с последующим охлаждением в спокойной атмосфере. Охлаждение от температуры выше точки перехода или с такой скоростью, что наблюдается явное повышение твердости на поверхности или по всему поперечному сечению, обычно из-за развития мартенсита.Термическая обработка для достижения высокой пластичности с определенным растягивающим напряжением путем закалки и последующего отпуска (в основном при более высокой температуре. Быстрое охлаждение заготовки. Также быстрое охлаждение аустенитных сталей от высокой температуры (в большинстве случаев выше 1000 ° C) для получения почти однородной микроклимата). -конструкция с высокой пластичностью называется «закалочной термообработкой». Нагревание после предыдущей закалки, холодной обработки или сварки до температуры между комнатной температурой и нижней точкой превращения A1; остановка при этой температуре и последующее целенаправленное охлаждение.Вид и назначение термической обработки

9 8. Техническая термообработка 102 На рисунке 8.14 показан обзор термообработок, которые важны для сварки, а также их цели. местный предварительный нагрев отжиг простой предварительный нагрев. Это ограничено только размерами / формой заготовки или возникающими затратами. Самый важный раздел диаграммы — это вид термической обработки, сопровождающей сварку.Ниже описаны наиболее важные процессы. предварительный нагрев повышение рабочей температуры предварительный нагрев всей детали br-ei cdr Рис. 8.15 термообработка перед сваркой снятие напряжения простая пошаговая сварка с постоянной рабочей температурой изотермическая сварка Типы термообработки, связанные со сваркой, сопровождающая комбинацию термообработки, чистая стадия упрочнения, сварка, снятие напряжения, комбинация комбинированная модифицированная ступенчатая закалка сварка термообработка всей детали термообработка после сварки (послесварочная термообработка) отжиг закалка закалка и отпуск последующий нагрев (послесварочная термообработка) местная термообработка термообработка в сочетании со сварочным раствором закалка термообработка 800 C 600 Рисунок 8.15 показаны в основном термические обработки в связи со сваркой. Процессы термообработки делятся на: до, во время и после сварки. Обычно перед сваркой применяется термообработка для снятия напряжений или нормализационная термообработка, чтобы обеспечить надлежащее состояние материала для сварки. После сварки можно проводить практически любую возможную термообработку. На рис. 8.16 показано влияние различных сопутствующих термообработок во время сварки, представленных на диаграмме TTT. Наиболее быстрое охлаждение достигается при сварке без предварительного нагрева, с добавлением небольшой доли бейнита, в основном образуется мартенсит (кривая 1, аналогичная рисунку 8.8, закалка). Простой нагрев перед сваркой без дополнительного времени остановки снижает скорость охлаждения в соответствии с кривой 2. Доля мартенсита в формируемой структуре уменьшается, как и T br-er04-16.cdr MSTA (1) (2) (3 ) s 10 5 t H (1): Сварка без предварительного нагрева, (2): Сварка с предварительным нагревом до 380 C, без времени остановки (3): Сварка с предварительным нагревом до 380 C и около 10 мин. время остановки T A: температура остановки, t H: время выдержки Рисунок 8.16 TTT-диаграмма для различных условий сварки

10 8.Техническая термообработка 103 степени упрочнения. Если во время сварки материал выдерживается при температуре выше M S (кривая 3), то образование мартенсита будет полностью подавлено (см. Рисунок 8.8, кривые 4 и 5). Чтобы объяснить поведение температуры-времени, используемое ниже, на рис. 8.17 показано наложение всех индивидуальных воздействий на материалы, а также результирующий T-T-образный ход в HAZ. В качестве примера выбрана сварка с простым предварительным нагревом. Пластина предварительно нагревается в течение периода t V.После удаления источника тепла начинается охлаждение заготовки. Когда достигается t S, начинается сварка, и ее пик температуры перекрывает кривую охлаждения основного материала. По окончании сварки начинается период охлаждения t A. Сплошная линия представляет результирующее поведение температуры и времени ЗТВ. TTSTV начало шва, конец t V t S t ATV: Температура предварительного нагрева, TS: Температура плавления материала, t V: Время предварительного нагрева, t S: Время сварки, t A: Время охлаждения (комнатная температура), MS: Начальная температура мартенсита: Верхняя температура превращения,: Нижний диапазон температуры превращения Диапазон преобразования результирующей температуры в зоне термического влияния основного материала.Распределение предварительным нагревом, Температурный ход при сварке. br-er04-17.cdr Изменение температуры во время сварки с простым предварительным нагревом показано на рисунке Рисунок Распределение во время сварки с предварительным нагревом TTVTA t V t S t ATV: температура предварительного нагрева, TA: рабочая температура, t V: время предварительного нагрева, t S : Время сварки, t: Время охлаждения (комнатная температура) A br-ei cdr Рисунок 8.18 заготовки, точки сварного шва Сварка с простым предварительным нагревом В течение времени сварки t S происходит падение рабочей температуры TA.Обычно осуществляется дополнительное воздушное охлаждение, однако скорость охлаждения также можно снизить, покрывая теплоизоляционными материалами. Другой вариант сварки с предварительным подогревом — это сварка при постоянной рабочей температуре. Это

11 8. Техническая термообработка 104 T T V br-ei cdr Рис. 8.19: t H = 0 достигается за счет дальнейшего нагрева во время сварки, чтобы избежать падения рабочей температуры.На рис. 8.19 показан этот случай (пунктирная линия, TA не должно быть выше MS), а также частный случай изотермической сварки. При изотермической сварке заготовка нагревается до рабочей температуры выше MS (начало образования мартенсита), а также выдерживается в таком состоянии после сварки до завершения преобразования аустенитизированных участков. Целью изотермической сварки является охлаждение в соответствии с кривой 3 на рисунке 8.16 и, таким образом, подавление образования мартенсита. TA t S t V t H t ATV: Температура предварительного нагрева, TA: Рабочая температура, t: Время предварительного нагрева, V Сварка с предварительным нагревом и остановкой при рабочем MS t S: Время сварки, t A: Время охлаждения (комнатная температура), t: Время выдержки H Рисунок 8.20 показан ход Т-Т во время сварки с последующим нагревом (последующая термообработка, см. Рисунок 8.15). Такая обработка может быть проведена очень легко, обычно для местного предварительного нагрева используется газовая сварочная горелка. Таким образом, характеристики ударной вязкости некоторых сталей могут быть значительно улучшены. На нижнем рисунке показана комбинация предварительной и последующей обработки. Такая обработка применяется к сталям, которые имеют такую ​​сильную тенденцию к закалке, что невозможно избежать растрескивания, несмотря на простой предварительный нагрев перед сваркой, если они охлаждаются непосредственно с рабочей температуры.Такие материалы подвергаются термообработке сразу после сварки при температуре от 600 до C, так что формируется TTTN br-er04-20.cdr 1. Последующий нагрев TNTV Рисунок 8.20 t S t N t A 2. Предварительный и последующий нагрев TA t V t S t R t N t ATV: температура предварительного нагрева, t S: время сварки, TA: рабочая температура, t A: время охлаждения (комнатная температура), TN: температура последующего нагрева, t N: время последующего нагрева t V: предварительный нагрев time, t: Время остановки R Сварка с предварительным и последующим нагревом

12 8.Исключается техническая термообработка 105 мартенсита и одновременно устраняются остаточные напряжения при сварке. Цели модифицированной ступенчатой ​​сварки с упрочнением T Ha не следует здесь обсуждать, рисунок Такие виды обработки используются для преобразования M S в инертные материалы. Цель T Anl t S рисунка — показать, насколько сложна термообработка t HTA: рабочая температура, T Anl: температура отпуска, T: температура закалки, Hä t A t HT St: температура шага, t A: время охлаждения, t: Время закалки, Ab t Ha t Ab t Anl: Время отпуска, t H: Время выдержки, t: Время сварки S t Anl t A заготовки, точки сварки может стать для материала в сочетании со сваркой.br-ei cdr Модифицированное ступенчатое упрочнение сварного шва На рис. 8.21 представлен Т-образный ход точки в ЗТВ за первый проход. Корневой проход был сварен без предварительного нагрева. Последующие проходы сваривали без охлаждения до определенной температуры. В результате рабочая температура увеличивается с увеличением количества проходов. Второй проход сваривается при температуре предварительного нагрева, которая уже выше температуры начала мартенсита. Тепло, остающееся в заготовке, предварительно нагревает верхние слои сварного шва, корневой проход подвергается последующей термообработке за счет того же эффекта.Во время сварки последнего прохода температура предварительного нагрева достигла такого высокого уровня, что критическая скорость охлаждения не будет превышена. Благоприятным эффектом многопроходной сварки является нагрев HAZ каждого предыдущего прохода выше температуры рекристаллизации с соответствующей кристаллизацией — TTV: температура предварительного нагрева, TS: температура плавления материала, t V: время предварительного нагрева, t S: время сварки t A: Время охлаждения (комнатная температура),: Верхняя температура превращения, M: Начальная температура мартенсита S Рисунок 8.22 показано распределение температуры при многопроходной сварке. Сплошная линия сварного шва T S T V br-er04-22.cdr Рис. 8.22 t S t V t Зона термического влияния 4 3 сварных прохода 2 1 наблюдаемая точка — Распределение во время многопроходной сварки M S ISF 2004

13 8. Техническая термообработка 106 эффектов в ЗТВ. Зона крупного зерна с неблагоприятными механическими свойствами присутствует только в ЗТВ последнего слоя.Для достижения оптимальных механических характеристик сварка не выполняется, как показано на рисунке. Как правило, одинаковые условия сварки должны применяться для всех проходов и должны соблюдаться предписанные t 8/5 раз, сварка следующего прохода не будет выполняться до предыдущий проход охладился до определенной температуры (сохраняя температуру промежуточного прохода). Кроме того, заготовка не будет нагреваться до чрезмерно высоких температур. На рисунке 8.23 ​​показана номограмма, на которой можно интерпретировать рабочую температуру, а также минимальное и максимальное тепловложение для некоторых сталей в зависимости от углеродного эквивалента и толщины стенки.Если, например, закаленная и отпущенная в воде мелкозернистая конструкционная сталь S690QL с толщиной стенки 40 мм является сварной, можно найти следующие данные: — минимальное тепловложение от 5,5 до 6 кДж / см — максимальное тепловложение около 22 кДж / см — предварительный нагрев до около 160 C — после сварки, снятие остаточного напряжения между 530 и 600 C. Стали, помещенные в заштрихованную область, называемую зоной выдержки, должны быть обработаны водородным отжигом. Выше этой области необходимо провести отжиг для снятия напряжения. Ниже этой области термообработка после сварки не требуется.Рисунок 8.23 ​​

.

Добавить комментарий

Ваш адрес email не будет опубликован.