Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Влияние условий эксплуатации на выбор инструментальных сталей для штампов холодного деформирования металлов 8
1.1 Стали для работы при динамических нагрузках 16
1.2 Стати с повышенным сопротивлением износу 22
1.3 Стали для работы при высоких удельных силах 33
1.4 Выводы. Цель и задачи исследования 35
Глава 2 Материалы и методы исследований 38
2.1 Определение микроструктуры 38
2.2 Определение типа карбидной фазы 39
2.3 Определение поведения остаточного аустенита .40
2.4 Определение физических свойств 40
2.5 Определения механических свойств. 41
2.6 Определения прокаливаемости 46
2.7 Определение технологических свойств 48
2.8 Условия выплавки, горячей деформации, обработки образцов и опытных инструментов 50
Глава 3 Исследование штамповых сталей, обрабатываемых на первичную твёрдость (с мартенситным упрочнением) 52
3.1 Стали в исходном состоянии 58
3.2 Стали в закаленном состоянии 63
3.3 Стали в отпущенном состоянии 71
3.4 Механические свойства сталей после термической обработки 79
3.5 Об особенностях влияния и поведения остаточного аустенита в сталях типа 7ХГНМ (7ХГ2ВМ) 93
3.6 Выводы 100
Глава 4 Исследование штамповых сталей с высоким сопротивлеиием пласти ческой деформации, обрабатываемых на вторичную твердость 103
4.1 Структура, карбидные фазы и основы легирования штамповых сталей с высоким сопротивлением пластической деформации 106
4.2 Стали в закаленном состоянии 118
4.3 Стали в отпущенном состоянии 121
4.4 Влияние содержания углерода на прочность и ударную вязкость 126
4.5 Выбор температуры закалки и отпуска 129
4.6 Влияние вольфрама и молибдена на механические свойства 135
4.7 Выводы 149
Глава 5 Взаимосвязь прочности и усталости с разрушением инструмента 152
5.1 Сопротивление усталостному разрушению инструментальных сталей.158
5.2 Влияние структурного состояния стали на эксплуатационную стойкость инструмента 167
5.2.1 Принцип работы точной штамповки 167
5.2.2 Выбор материала штампов и их термообработка 173
5.2.3 Ковка заготовок из проката быстрорежущих сталей 184
5.2.4 Брак при ковке и причины его образования 187
5.2.5 Шлиценакатный инструмент 188
5.3 Выводы 197
Глава 6 Физико-технические способы повышения эксплуатационных характеристик инструмента 200
6.1 Закалка из межкритического интервала температур 200
6.1.1 Предварительная термическая обработка инструмента (ПТО) 202
6.1.2 Технология термической обработки пробивных пуансонов из углеродистой стали У 10-У 12 диаметром 0 4,0 ==6,0 мм 205
6.1.3 Термическая обработка стали Х12М 211
6.2 Термоциклическая обработка (ТЦО) 217
6.3 Химико-термическая обработка 227
6.3.1 Карбонитрация 230
6.3.2 Борирование 237
6.4 Выводы 246
Основные результаты и выводы по работе ,.251
Литература 254
Приложение
- Стати с повышенным сопротивлением износу
- Определение поведения остаточного аустенита
- Об особенностях влияния и поведения остаточного аустенита в сталях типа 7ХГНМ (7ХГ2ВМ)
- Влияние содержания углерода на прочность и ударную вязкость
Введение к работе
По своему составу, структуре и свойствам инструментальные стали чрезвычайно разнообразны. Всё шире применяют средне- и высоколегированные стали. Особенно повысился интерес к сталям для инструментов холодной и горячей пластической деформации.
Качество инструментального материала определяется комплексом механических и физико-химических свойств: пределом прочности, твёрдости, пределом выносливости, адгезией с обрабатываемым материалом, коэффициентом линейного расширения, коэффициентом диффузии, теплопроводностью, скоростью окисления.
Эффективность развития машиностроительного производства во многом определяется применением прогрессивных технологий получения изделий холодной пластической деформации: накатка и шлиценакатка, чистовая вырубка, высадка и выдавливание, особенно на высокоскоростных станках автоматах и роторно-коивейерных линиях. Расширение области применения холодной штамповки объясняется более рациональным использованием металла, повышением точности и механических свойств деталей, а также высокой производительностью процесса.
Штампы холодного деформирования работают в условиях высоких знакопеременных динамических нагрузок, которые определяют основные причины выхода из строя инструмента - выкрашивание, сколы, хрупкое разрушение, изменение формы и размеров в результате абразивного износа или пластической деформации.
В тоже время экономичность работы штампа определяется стойкостью матриц и пуансонов, поскольку затраты на их изготовление составляет 65-80% стоимости оснастки и достигает 30% себестоимости продукции.
Одним из условий получения высококачественного инструмента является правильный выбор инструментального материала, соответствующего назначению инструмента и нагрузкам, возникающим в процессе его работы. Однако,
выбор соответствующего инструментального материала является только одним из условий для изготовления инструмента. Конструкция, качество изготовления, термообработка и поверхностное упрочнение также решающим образом влияют на срок службы инструмента. Термообработка может в широких пределах изменить структуру, а, следовательно и свойства инструментальных материалов.
Работы ученых - металловедов Ю.А. Геллера, Э. Гудремона, А.П. Гуляева, B.C. Меськина, Л.С. Кремнева, В,Ф, Моисеева, Э. Бейна, Б.Ф. Трахтенберга, Л.А. Позняка, А.А. Бадаевой и др. внесли большой вклад в теорию легирования инструментальных сталей и явились основой для разработки новых марок высокопрочных штамповых сталей и конструктивных решений, позволивших существенно увеличить работоспособность штампов горячего и холодного деформирования.
Создание новых экономичных и высокопрочных штамповых сталей с оптимальным комплексом требуемых свойств сдерживается из-за недостаточно изученной связи между химическим составом и структурным состоянием стали, с одной стороны, и взаимосвязи стойкостных свойств с параметрами термической и химико-термической обработки - с другой.
Повышение легироваыности увеличивает лишь твердость и теплостойкость, но снижает механические и технологические свойства сталей, В соответствии с теорией предельного легирования А.П. Гуляева необходимо рациональное усложнение химического состава, когда общая концентрация их не увеличивается или даже снижается для получения высокого комплекса механических свойств.
Это положение иллюстрирует разработка в 50-60" годах (ЦНИИЧЕРМЕТ, А.П. Гуляев и др.) инструментальной стали 6Х6В6 (ЭИ-1.61), которая перегружена как хромом, так и вольфрамом, что резко снизило её прочностные характеристики и сталь не нашла применения в промышленности.
В связи с этим в 60-70" годах активные поиски А.А. Бадаевой (ВНИИ-ИНСТРУМЕНТ) привели к созданию высокопрочной штамповой стали
55Х6ВЗМФС (ЭП-569). Сталь оказалась близка к оптимальному составу и введена в ГОСТ 5950-73.
Наряду с созданием легированных инструментальных сталей была исследована возможность термомеханической обработки для повышения их прочностных свойств. Однако, высокотемпературная обработка вызывает выделение карбидов из твёрдого раствора и сильно его обедняет. Вследствие этого теряется способность сохранять требуемую твёрдость при высоком отпуске, необходимом для превращения остаточного аустенита.
Для изготовления штампов холодной штамповки (вырубки, пробивки, высадочных матриц) в промышленности применяют твёрдые сплавы. Несмотря на большую стоимость и сложные конструкции штампов, применение твёрдых сплавов оказывается экономически целесообразным за счёт обеспечения высокой стойкости инструмента.
Однако этот путь не решает задачи. Причина этого - низкая ударная вязкость (0,5-0,1 Дж/см") и прочность при изгибе (стизг < 2500 МПа). Достаточно напомнить, что лучшие штамповые стали при твердости 60-63 HRC обладают в 5-8 раз более высокой вязкостью и в 1,5-2,0 раза более высокой прочностью при значительно меньшей стоимости. Поэтому твердые сплавы применимы лишь для штампов простой формы.
Таким образом, проблема повышения стойкости тяжелонагруженных штампов в значительной степени остается нерешенной.
Решение проблемы повышения уровня эксплуатационной стойкости штамповой оснастки заключается в дальнейшем развитии теории легирования при создании и промышленном освоении новых высокопрочных инструментальных сталей, рациональном выборе стандартных марок сталей и режимов их термической обработки в зависимости от условий эксплуатации, в разработке новых способов термического и химико-термического упрочнения инструмента. Отмеченные проблемы определяют актуальность темы диссертации и задач, связанных с повышением производительности в холодноштамповочном производстве.
Стати с повышенным сопротивлением износу
Износостойкость определяется двумя факторами: 1) твёрдостью мартенсита и 2) количеством и типом карбидной фазы. Стали этого назначения содер жат 0,7-1,5% С. В результате закалки они приобретают твердость 58-65 HRC, сохраняемую при отпуске.
Наиболее широко применяются стали Х12М и Х12Ф1, обладающие высокой износостойкостью, а при закалке в масле не деформируются, что важно для штампов высокой слолшости. Закаливаются на первичную твердость от ]000-1030С с отпуском 200-250на твердость 57-60 HRC. Закалка на вторичную твердость производится с более высоких температур (1100-1170С), что приводит к сильному легированию аустенита хромом вследствие растворения карбида MQJC} И резкому снижению мартенситной точки. После такой закалки в структуре стали содержится до 60-80% аустенита и твердость составляет 42-54 HRC. В результате многократного отпуска при температуре 500-540С ау-стенит превращается в мартенсит и твердость возрастает до 58-60 HRC. Такая обработка повышает теплостойкость, но снижает механические свойства и применяется только для небольших штампов, не испытывающих высоких нагрузок.
По объёму и области применения в холодноштамповочном производстве нетравных стали XI2М. Можно сказать, что это - сталь на все случаи жизни. Её обширные преимущества, особенно высокая износостойкость из-за присутствия в структуре твердых карбидов М7С3, обладают комплексом недостатков и, прежде всего, технологических: сталь трудно деформируема при горячей обработке давлением, затруднена обработка резанием. Но самая большая неприятность-карбидная неоднородность, особенно в крупных сечениях, которая вызывает снижение прочности и вязкости и, как следствие, преждевременное хрупкое разрушение инструмента. Однако сталь является основной для многих операций вырубки и пробивки, сохраняя высокую твёрдость (57-60 HRC) при нагреве до 250-300С.
Одним из достоинств стали является возможность обработки на вторичную твердость для повышения теплостойкости, но применяется редко из-за технологических сложностей в термической обработке и снижения механических характеристик. Так в [17] отмечается, что при увеличении температуры отпуска стали Х12М (после закалки от повышенных температур) наблюдается понижение ударной вязкости, максимум которой соответствует 500С. Это связано с температурой перехода карбида Ме7С3 Ме23С6. усиливающего образование сегрегации фосфора и тем самым способствующего межзеренному разрушению.
Особенности эксплуатации инструмента определяются свойствами обрабатываемого материала. При вырубке электротехнических сталей (S=0,25-0,5мм) средний уровень сил давления на пуансон и матрицу (Рт) невелик и не превышает 500-700 МПа [18]. Однако наличие конструктивно неизбежных концентратов напряжений (отверстий, перемычек, резких переходов и др.) способствует тому, что в отдельных локальных участках этот уровень может быть превзойден в 3-4 раза. Значительное затупление режущих кромок пуансонов, матриц происходит при вырубке электротехнических сталей с поверхностями типа «карлит», содержащих высокотвердые частицы окислов (MgO). Основными процессами протекающими при контакте с заготовкой в поверхностных слоях вырубного инструмента, является абразивное истирание, молекулярное взаимодействие (схватывание 1 рода), возникновение и развитие дефектов усталости [19, 20, 21],
Процессы схватывания 1 рода, наряду с абразивным истиранием, довольно часто получают развитие в поверхностных слоях тяжелойагруженных штампов и являются ответственными за появление «микровырывов» в участках, прилегающих к режущей кромке. Особенность того или иного материала противостоять схватываниям во многом определяется его сопротивлением малым пластическим деформациям, а также зависит от характера распределения и количества карбидной фазы.
Дефекты усталостного происхождения, приводят к микровыкрашиванию, наиболее интенсивное развитие получают в штампах с внешними или внутренними концентраторами напряжений. К числу последних относятся крупные избыточные карбиды, способствующие перераспределению действующих на ий струмент напряжений и являющиеся местами преимущественного возникновения микротрещин.
С другой стороны, причиной появления сколов режущих поверхностей зачастую является неправильный выбор абразивных материалов и режимов шлифования инструмента. Уровень удельных сил значительно возрастает при рубке толстолистовых высокопрочных материалов, где абсолютные значения сил достигают пределов упругости и текучести используемых инструментальных материалов.
Скорость нагружения, зависящая от типа оборудования, колеблется при вырубке в довольно широких пределах (от 0,3-0,8м/с при штамповке на кривошипных и фрикционных прессах, до 3м/с при штамповке на специальных прессах-автоматах). Общим для большинства технологических процессов вырубки является асимметрия нагружения и циклический характер воздействующих на инструменты напряжений.
Возможность разогрева рабочих поверхностей вырубного инструмента за счет выделения тепла, деформации и трения до недавнего времени практически не принималось во внимание. Между тем, как показали исследования [2], температура разогрева режущих кромок штампов, используемых на скоростных прессах, может достигать 400-450С. К аналогичному разогреву рабочих частей приводит и вырубка на кривошипных прессах при обработке жаропрочных материалов. Последнее обстоятельство должно непременно учитываться при выборе инструментальных сталей.
Стойкость рабочих частей штампа при вырубке (пробивке) является одним из важнейших факторов, определяющих рентабельность внедряемого технологического процесса. Достижение необходимой стойкости обеспечивается рядом условий как технологического, так и конструктивного характера: 1. Оптимальной геометрией рабочего инструмента. Конструированием его без резких переходов от одного сечения к другому. 2. Высоким качеством рабочих поверхностей применяемой инструментальной оснастки, а также их термообработки.
Пробивка отверстий относится к наиболее нагруженным операциям холодного деформирования. Условия работы пуансонов характеризуются большими удельными силами, сложнонапряженным состоянием и разогревом рабочих частей инструмента. Важное значение имеет равномерность распределения удельной силы по режущей кромке в процессе работы [18].
Износ режущих кромок пуансонов является основной причиной плохой работоспособности инструмента. По внешнему виду и характеру изменения формы рабочей части можно выделить два вида разрушения: постепенное изнашивание с притуплением и выкрашивание кромок. На многих пуансонах наблюдаются наплывы в результате процессов схватывания с деформируемым материалом. При этом износ поверхности неравномерный, наблюдается преимущественно односторонний износ, величина заусенцев различна по периметру, а отверстие имеет искривленную поверхность.
Определение поведения остаточного аустенита
Определения выполнялись на дилатометре типа Шевенара в институте прецизионных сплавов ЦНИИЧМ. Размеры образцов были диаметром 3,5 и длиной 50 мм. Коэффициент линейного расширения определяли в интервале температур от 20 до 400С. Скорость нагрева и охлаждения образцов - 4 %шн. Для испытания были взяты стали закаливаемые на первичную твердость. Эти ислытания имели целью установить пригодность сталей типа 7ХГ2ВМ для деталей в прецизионном станкостроении и устойчивость, в связи с этим, остаточного аустенита. В исследовании определялись следующие физические свойства: намагниченность насыщения для определения количества остаточного аустенита. Намагниченность насыщения определялась (в лаборатории металловедения Станкина) на баллистической установке типа БУ-3. Количество остаточного аустенита подсчитывалось без учета влияния карбидной фазы и степени легированности твердого раствора по формуле: где 4я/ " - намагниченность насыщения эталона; в качестве эталона брали отожженный образец исследуемой стали; Ая1 р - намагниченность насыщения исследуемого образца. Мы учитывали, что количество избыточной карбидной фазы в эталоне (отожженный образец) и в закаленной и отпущенной стали, было примерно одинаково. Измерения проводили на образцах размерами 6x6x60 мм; для каждого режима обработки было взято по 3 образца.
Значения намагниченности насыщения и количество остаточного аустенита указывается ниже как средняя величина из полученных результатов. Погрешность измерения не превышала ±2%. Удельное сопротивление. Измерения выполнялись обычными методами по схеме двойного моста на тех же образцах (6x6x60 мм) на установке У 303. Расчет удельного электросопротивления проводился по формуле: где р - удельное электросопротивление; S - площадь образца, мм ; R - сопротивление образца; / - расстояние между токовыми опорами. Погрешность измерений не превышала 0,003%. Перед выполнением измерений обращалось тщательное внимание на точность размеров образцов. Образцы тщательно шлифовались и расхождение в ширине и высоте образца не превышало 0,5-1,0% по его длине. Определялись следующие механические свойства; Твердость определялась для отожженных образцов по Бринелю с нагрузкой 3000 кг, а для закаленных и отпущенных образцов по Роквеллу (по шкале С). Твердость измерялась не менее чем в 3 точках образца. Колебания твердости по Роквеллу для одного образца не превосходили 0,5 - 1,0 единиц HRC. Поэтому в экспериментальной части твердость указывается как средняя величина для 3 измерений. Прочность. Разрушение исследуемых сталей было различно и определялось, в первую очередь, содержанием углерода и твердостью. Большая часть сталей разрушалось хрупко. Несмотря на повышенную вязкость сталей отдельных плавок, особенно закаленных на первичную твердость и сохраняющих остаточный аусте-нит, и легированных никелем и не содержащих вольфрама, разрушение при высокой твердости (более 55 HR.C) оставалось хрупким. Поэтому прочность этих сталей определялась при сосредоточенном изгибе на образцах размерами 6x6x60 мм. Образцы шлифовались и испытывались с поверхностью, имевшей чистоту класса 7-8. том 1,2), как рекомендуется в работе [39]. Внесение этой поправки в получаемое значение прочности является необходимым по следующей причине. Исследуемые штамповые стали отличаются от известных стандартных повышенной вязкостью и пластичностью. Следовательно, разрушение слали с твердостью 58-60 HRC не может происходить только хрупко за счет отрыва. В этом случае разрушению предшествует пластическая деформация, величина которой выше, чем у стали с твердостью 62-63 HRC. Расчет момента сопротивления с учетом указанного коэффициента более полно отражает изменение в механизме разрушения стали. Рассеивание результатов для образцов одной стали, подвергнутых одинаковой обработке, не превышало ± 5%. Лишь для некоторых образцов отклонение от среднего значения достигало 842%. Поэтому по каждому режиму обработки ис-пытывалось 3 образца и для них определялась средняя величина. Исключением были стали 5ХЗВМФС и 5Х5ВМФС (с содержанием углерода 0,5%), обработанные на вторичную твердость, при твердости 54-56 HRC. Образцы этих сталей не разрушались в испытаниях на изгиб. Поэтому ниже, в экспериментальной части, указывается то предельное напряжение, которое может быть определено еще до разрушения. Ударная вязкость определялась на маятниковом копре Шапри с энергией удара 300 Дж на стандартных образцах 10x10x55 мм, но без надреза ГОСТ 9454 60, КС Щ. СЛ-Г Предварительно была предпринята попытка определить ударную вязкость на образцах с U-образным надрезом. Это было сделано для сталей с повышенной вязкостью. Однако при высокой твердости (-52-56 HRC) получившиеся значения вязкости оставались сравнительно небольшими. Для сталей, обработанных на первичную твердость, максимальные значения были получены: 17 Дж/см для стали 7ХГНМ при твердости 52 HRC. Для остальных сталей этой группы она была меньше. По этим причинам, для возможности получения более надежных и сравнительных данных для всех исследуемых сталей выполнялись испытания на образцах без надреза. Исключением были также стали, обрабатываемые на вторичную твердость, с содержанием углерода на нижнем пределе(0,5-0,55) при твердости не выше 56 HRC. Для них определение механических значений в условиях, когда они могли быть доведены до полного разрушения, дополнительно (на образцах без надреза) не приводилось. В результатах испытаний указывалось значение вязкости 30 Дж/см2.
Об особенностях влияния и поведения остаточного аустенита в сталях типа 7ХГНМ (7ХГ2ВМ)
В выбранных сталях после закалки и низкотемпературного отпуска сохраняется повышенное содержание остаточного аустенита. Эта составляющая является положительной в исследуемых сталях по следующим причинам:
Этот эффект сильнее для сталей с твердостью 58-59 HRC, чем для сталей с твердостью 56 HRC (когда превращается значительная часть аустенита). Соответствующие данные приведены на рис. 3.15. При твердости 58-59 HRC вяз-кость возрастает с 4-5 Дж/см" при 8% аустенита до 10 Дж/см при 22% аустенита. Эти данные в абсолютных значениях не совпадают с приведенными выше при характеристике влияния углерода и легирующих элементов на вязкость сталей этого типа. Это вызвано, прежде всего, тем, что различная концентрация остаточного аустенита создавалась регулированием температур закалки. Они были ниже выбранных для получения оптимального количества аустенита и существенно выше для получения большого количества аустенита. Для этих испытаний все стали, закаливаемые с разных температур, были отпущены при 150С(1час).
Во-вторых, как будет показано ниже, в присутствии остаточного аустенита значительно уменьшается деформация при закалке. Вместе с тем известно, что остаточный аустенит может испытывать превращения как при нагреве, так и на холоде, а также при 20 С в процессе длительного хранения. В связи с этим были выполнены следующие дополнительные исследования.
Устойчивость аустенита против нагрева. На рис. 3.16 приведены результаты определения на дилатометре, выполненные для стали 7ХГ2ВМ и новой 7ХГНМ. Образцы были предварительно закалены с 875С и отпущены: одна часть при 200С, а другая часть при 350DC, отпуск при 200С немного стабилизирует остаточный аустенит, а отпуск 350 С способствует превращению значительного количества остаточного аустенита.
Из рассмотрения дилатограмм видно, что для стали, отпущенной при 200С отчетливо наблюдается уменьшение размеров. Оно вызывается как продолжающимся частичным распадом аустенита, так и превращением его в фер-рито-цементитную смесь (троостит). Влияние второго процесса, естественно, значительнее при более высоком нагреве 300-400 С.
Иначе изменяется длина образцов отпущенных при 350С. Уже с более низких температур ( 100С) заметно уменьшение размеров. Это, несомненно, является следствием дополнительного дораспада а-фазы.
Таким образом, необходимо учитывать, что размеры изделий из стали 7ХГ2ВМ и 7ХГНМ сохраняются неизменными при нагреве до 300 С в случае предварительного отпуска при 200 С на высокую твердость.
Устойчивость против холода. Для инструментальных сталей определение хладноломкости являются еще недостаточными. В отличие от конструкционных, исследуемые стали сохраняют значительное количество остаточного аустенита, превращение которого при низких температурах может вызвать резкое снижение вязкости. Для решения задачи была определена устойчивость аустенита против холода.
Для этой цели аналогичные образцы были охлаждены до -20, -40, -60С. Количество аустенита измерялось после нагрева до +20 С. Результаты определений приведены в табл. 13. Они отчетливо показывают, что низкотемпературный отпуск при 150С значительно стабилизирует ау-стенит. Действительно, в сталях закаленных и не отпущенных количество остаточного аустенита в результате обработки даже при -20 С уменьшается в 2 раза: с 18-20 до 9-11% в сталях с 0,7% Сие 26-28 до 16-18% в сталях с 0,8%С.
В этих же сталях после отпуска 15 О1 С аустенит сохраняет повышенную устойчивость до температур -40С. После такой обработки количество остаточного аустенита во всех исследуемых сталях остается таким же: 18-20% при 0,7%С и 22-24% при 0,8%С. Только охлаждение до -60С вызывает незначительное превращение аустенита (2-4%).
Таким образом, исследуемые стали вполне устойчивы в своем объеме и, следовательно, обеспечивают большую устойчивость размеров изделий при транспортировке, хранении и даже эксплуатации на холоду.
Определение изменения объема стали было важно, поскольку стали типа 7ХГ2ВМ назначаются для штампов сложной формы и должны обеспечивать минимальное изменение размеров. Чувствительность к изменению размеров при закалке характеризовалось по увеличению длины образцов.
Для испытаний были взяты стали: стандартная 7ХГ2ВМ, заэвтектоидная ХВГ, признанная ранее малодеформируемой, и образцы стали 7ХГНМ. Для получения более надежных данных были взяты плавки с разным содержанием углерода (от 0,6 до 0,9%), молибдена и кремния с целью определить стабильность этой характеристики при небольших колебаниях в химическом составе стали. Все образцы были закалены с оптимальных температур. Измерения выполнялись после закалки и после отпуска 150С (табл. 14).
Влияние содержания углерода на прочность и ударную вязкость
Прочность всех сталей с повышением температуры закалки с 1075 до 1100 С снижается, хотя и сравнительно мало (200-400 МПа). Эта зависимость прочности от температуры закалки, в указанных здесь пределах, наблюдается как для случая отпуска 525, так и для отпуска 550 С (табл. 24, рис. 4.12). Ударная вязкость также немного снижается с повышением температуры закалки до 1100 "С: с 7 до 6 Дж/см (для стали 9ХЗВМФС) и с 6 до 3 Дж/см" (для стали 8Х4В4Ф). Это, несомненно, связано с ростом зерна. Прежде всего, можно отчетливо наблюдать значительную зависимость вязкости от содержания углерода. Ее значения высокие ( 30 Дж/см2) для стали 5ХЗВМФС; они резко снижаются у стали с 0,6% С: до 16 Дж/см". Еще большее и такое же резкое снижение вязкости наблюдается при увеличении содержания углерода до 0,7-1,0% (до 3-4 Дж/см"). Надо обратить внимание, что такая резкая зависимость вязкости при небольшом колебании в содержании углерода была установлена нами и для сталей типа 7ХГНМ. В обоих случаях этот результат характерен для эвтектоидных сталей, несмотря на разное легирование. Образование небольшого количества избыточных карбидов ведет к снижению вязкости, что обязывает установить более узкие переделы по содержанию углерода для стали, в которой необходимо иметь большую вязкость.
Исходя из этих соображений по концентрации углерода могут быть выделены две группы сталей: 1) с 0,57-0,65% С. У таких сталей предельная твердость несколько ниже: 58-60 HR.C (при сохранении не более 2-4% аустенита), но ее ударная вязкость высокая (14-18 Дж/см2) (рис. 4.12); 2) с 0,8-0,9% С. Твердость такой стали выше: 62-63 HRC, но ударная вяз у кость значительно ниже (4-6 Дж/см ) (рис. 4,12). Стали с указанным содержанием углерода были приняты для дальнейших исследований с целью выбора оптимального содержания легирующих элементов: вольфрама и молибдена. Существенно также влияние содержания хрома на прочность и вязкость. Вязкость сталей с 3,5 и 5-6% Сг почти одинакова. Но надо учитывать, что максимально достижимая твердость при 3,5% Сг не преввгшает 59-60 HRC, а при 5-6% Сг составляет 62-63 HRC. В сталях первой группы содержание хрома должно быть принято поэтому -4,0% (см. рис. 4.11). В сталях второй группы содержание хрома должно быть несколько больше, а именно: 5-5,5%.
Химический состав исследованных сталей приведен в табл. 25. Содержание вольфрама изменялось от 1,1 до 4,3%. Более высокое содержание вольфрама: 6,2; 6,4; 12% было в стандартных быстрорежущих сталях, взятых для сравнения. Микроанализ показывает, что при повышении содержания молибдена до 2,0-2,5% образующиеся карбиды сохраняются мелкими и равномерно распределенными. Это благоприятное влияние молибдена сохраняется даже в стали с повышенным содержанием углерода: 1,0% (9Х5М2ФС) (рис. 4.13). Значительнее было влияние вольфрама. При увеличении его содержания даже до 2% можно было наблюдать образование более крупных карбидов. Количество и размер их значительно увеличивались при повышении содержания вольфрама до 4,0% и особенно до 6-12%. Карбидная неоднородность стали с 6,0% W усиливается с повышением содержания углерода с 0,56 до 0,7% значительнее (сталь 6Х6В6 и 7Х4В7МФ), чем у стали без вольфрама (6Х4М2ФС и 9Х5М2ФС) (рис. 4.13 ). Размер карбидных частиц в сталях с высоким содержанием углерода заметно увеличивается в присутствии вольфрама и в меньшей степени молибдена (рис. 4.14). Эти результаты показывают, что для получения более однородной структуры, а, следовательно, повышенных прочности и вязкости, нужно легирование молибденом, а не вольфрамом.
