Стали для измерительного инструмента

Марки инструментальной стали.

Инструментальная сталь — легированная или углеродистая сталь, предназначенная для изготовления режущих и измерительных инструментов, штампов холодного и горячего деформирования, деталей машин, испытывающих повышенный износ при умеренных динамических нагрузках.

По форме, размерам и предельным отклонениям металлопродукция соответствует требованиям:

• прокат стальной горячекатаный круглый — ГОСТ 2590-88,
• прокат стальной горячекатаный квадратный — ГОСТ 2591-88,
• прокат стальной горячекатаный шестигранный — ГОСТ 2879-88,
• прутки кованые квадратные и круглые — ГОСТ 1113-88,
• полосы — ГОСТ 103-76, ГОСТ 4405,
• прутки, мотки калиброванные — ГОСТ 7417, ГОСТ 8559, ГОСТ 8560 квалитетов h21 и h22,
• прутки со специальной отделкой поверхности — ГОСТ 14955 квалитетов h21 и h22.

Инструментальная легированная сталь ГОСТ 5950-2000

Легированная сталь — сталь, в которую в процессе легирования в определенных количествах вводят специальные элементы, обеспечивающие требуемые свойства. Такие элементы называют легирующими. Они могут повышать прочность и коррозионную стойкость стали и снижать опасность ее хрупкого разрушения.

Легирование стали может проводиться на различных этапах производства металла и заключается во введении легирующих элементов в расплав или шихту. В процессе легирования стали вводимые элементы могут образовывать с основой стали особые химические соединения. Такие интерметаллидные, карбидные и нитридные элементы обладают высокой твердостью и прочностью, химической стойкостью, жаропрочностью и т.п. Равномерное распределение по всему объему твердого раствора и достаточное количество этих элементов в стали придают металлу необходимые свойства при легировании стали.

Для легирования стали используются следующие химические элементы: марганец (Mn) — Г, кремний (Si) — С, хром (Cr) — Х, никель (Ni) — Н, медь (Cu) — Д, азот (N) — А, ванадий (V) — Ф, ниобий (Nb) — Б, вольфрам (W) — В, селен (Se) — Е, кобальт (Co) — К, бериллий (Be) — Л, молибден (Mo) — М, бор (B) — Р, титан (Ti) — Т, алюминий (Al) — Ю.

Чистые металлические элементы при легировании стали обычно не используются. Чаще для легирования стали применяют ферросплавы (сплавы железа) и лигатуры (вспомогательные сплавы). Это экономически выгоднее и позволяет избежать ряда технологических трудностей в процессе легирования стали.

ГОСТ 5950-2000 регулирует нормы изготовления прутков, полос и мотков горячекатаных, кованых, калиброванных и со специальной отделкой поверхности из инструментальной легированной стали, а также нормы химического состава для стали 3Х2МНФ, 4ХМНФС, 9ХФМ, слитков, заготовок, лент, труб, поковки и другой металлопродукции.

Классификация легированных сталей

По количеству легирующих элементов:

• высоколегированная — общая масса легирующих элементов более 10%,
• среднелегированная — общая масса легирующих элементов более 2,5-10%,
• низколегированная — общая масса легирующих элементов до 2,5%.

• I — для изготовления инструмента, используемого для обработки металлов и других материалов в холодном состоянии,
• II — для изготовления инструмента, используемого для обработки металлов давлением при температурах выше 300°С.

По способу дальнейшей обработки:

• а — горячекатаная и кованая металлопродукция для горячей обработки давлением и холодного волочения без контроля структурных характеристик,
• б — горячекатаная и кованая металлопродукция для холодной механической обработки с полным объемом испытаний.

По качеству изготовления:

По качеству и отделке поверхности:

• горячекатаная и кованая: 2ГП — для подгруппы «а», 3ГП — для подгруппы «б» повышенного качества, 4ГП — для подгруппы «б» обычного качества,
• калиброванная — Б и В,
• со специальной отделкой поверхности — В, Г, Д.

• завод «Электросталь» — ЭИ,
• златоустовский металлургический завод — ЗИ.

Марки инструментальной легированной стали

Марки инструментальной легированной стали I группы: 13Х, 8ХФ, 9ХФ, 11ХФ (ИХ), 9ХФМ, Х, 9Х1, 12Х1 (120Х, ЭП430), 6ХС, 9Г2Ф, 9ХВГ, 6ХВГ, 9ХС, В2Ф, ХГС, 4ХС, ХВСГФ, ХВГ, 6ХВ2С, 5ХВ2СФ, 6ХЗМФС (ЭП788), 7ХГ2ВМФ, 9Х5ВФ, 8Х6НФТ (85Х6НФТ), 6Х4М2ФС (ДИ55), Х6ВФ, 8Х4В2МФС2 (ЭП761), 11Х4В2МФ3° C2 (ДИ37), 6Х6В3МФС (ЭП569, 55Х6В3СМФ), Х12, Х12МФ, Х12Ф1, Х12ВМФ.

Марки инструментальной легированной стали II группы: 5ХНМ, 5ХНВ, 5ХНВС, 7Х3, 8Х3, 4ХМФС (40ХСМФ), 4ХМНФС, 3Х2МНФ, 5Х2МНФ (ДИ32), 4Х3ВМФ (3И2), 3Х3М3Ф, 4Х5 МФС, 4Х4ВМФС (ДИ22), 4Х5МФ1С (ЭП572), 4Х5В2ФС (ЭИ958), 4Х2В5МФ (ЭИ959), Х3В3МФС (ДИ23), 05Х12Н6Д2МФСГТ (ДИ80).

Обозначение марки стали: первые цифры — массовая доля углерода в десятых долях процента, затем буквы — вещество, используемое в качестве легирующего элемента, цифры, стоящие после букв, — средняя массовая доля соответствующего легирующего элемента в целых единицах процентов. Начальную цифру опускают, если содержание углерода не менее 1%. Буква «А», в середине марки стали — содержание азота, в конце — сталь высококачественная. Например, сталь 5ХНМ — 0,5 С, 1 Cr, 1 N1, до 0,3 Mo.

Нестандартные легированные стали, выпускаемые, например, заводом «Электросталь» обозначаются соответствующим сочетанием букв (в данном случае «ЭИ»), после которого идет порядковый номер стали. Например, ЭИ959, ЭП761, ДИ80 и др.

СТАЛИ ДЛЯ ИЗМЕРИТЕЛЬНЫХ ИНСТРУМЕНТОВ

К сталям для измерительных инструментов предъявляется комплекс требований, из которых наиболее важными являются высокая износо­стойкость, сохранение постоянства лииейиых размеров и формы при эксплуатации, высокая чистота поверхности (высокая по лиру ем ость).

Для измерительных инструментов могут применяться как высокоуг­леродистые заэвтектоидиые стали, так и стали с дополнительным леги­рованием хромом, марганцем, вольфрамом и ванадием. В отечественной практике для измерительных плит наиболее широко используют стали ‘типа X (0,95—1,10 % С, 1,3—1,65 % Cr) и 12X1 (1,15—1,25 % С, 1,3—1,65 % Cr).

Рис. 232. Влияние времени ста­рения при 20 “С на изменение длины образцов (9 X 20 X 60 мм) стали X в зависимости от ре­жима обработки (Ю. А. Гел­лер, С. М. Явиель):

1—закалка от 840.”С, без от­пуска, 2 — закалка, охлажде­ние до —70 0C, 3 — закалка, охлаждение до —70 “С, отпуск при 150 °С, 6 ч

Высокая твердость сталей достига­ется закалкой иа мартенсит с низким от­пуском. Температура аустенитизации для, стали X составляет 650—860°С, а для стали 12X1 855—870 “С. Твердость пос­ле отпуска стали 12X1 выше, чем стали X, что связано с большим содержанием углерода в стали 12X1, Высокая поли — руемость сталей зависит от уровня твер­дости, который должен быть не ниже HRC 63—64. При высокой твердости хо­рошая полируемость стали обеспечива­ется получением равномерно распреде­ленных некрупных избыточных карбидов и повышенной металлургическрй чисто­той стали. Наличие крупных неметалли­ческих включений может приводить к выкрашиванию в процессе полирования. Кроме того, неметаллические включения могут стать центрами развития коррозии на поверхности измерительного инстру­мента.

Для измерительного инструмента чрезвычайно важным является стабильность во времени размеров и формы (рис. 232). В закаленном и отпущенном состояниях в стали протекают процессы, вызывающие размерные изменения. К таким процессам относятся релаксация оста­точных макроскопических напряжений, дальнейший распад мартенсита с уменьшением тетрагональности его кристаллической решетки, мартен­ситное превращение остаточного аустенита. В закаленной стали все эти процессы идут значительно интенсивнее, чем после отпуска. Вместе с тем низкотемпературный отпуск практически не изменяет количества Остаточного аустенита. Для уменьшения его содержания применяют многократное охлаждение до —70 °С с последующим отпуском при Т20—125 0C, В ряде случаев рекомендуется шестикратное повторение обработки холодом и отпуска, при этом количество остаточного аусте­нита уменьшается в несколько раз.

Влияние многократного охлаждения до —70 0C на количество оста­точного аустенита в стали X после закалки с 860 0C по данным Ю. А. Геллера, И. А. Бусуриной приведено ниже:

Закалка в масле (20°С) . . .

Закалка в масле+охлаждение

То же+отпуск при 125 °С, 12

+охлаждение до —70 °С. . .

То же+отпуск при 125 0C, 12

Третье охлаждение до —70 °С.

Так как распад мартенсита сопровождается уменьшением объема, относительное укорочение при распаде 1,0 % мартенсита при низком отпуске составляет 1,566-Ю-5, а превращение остаточного аустенита происходит с увеличением объема (превращение 1,0 % остаточного аустенита сопровождается относительным удлинением на 1,201-IO-4), т. е. объемные изменения в случае превращения аустенита почти на по­рядок выше, чем при распаде мартенсита. Отсюда следует, что при со­хранении в структуре стали небольшого количества остаточного аусте­нита суммарного изменения объема (длины) практически не проис« ходит.

Для измерительных плит важным свойством является хорошая сцепляемость (притираемость). Она зависит от Чистоты поверхности и от состава мартенсита. В частности, высокие содержания хрома ухуд­шают сцепляемость вследствие образования прочной пленки на поверх­ности.

Для мелких измерительных плит могут быть использованы мартен^ ситно-стареющие стали на железоникелевой основе, обработанные на твердость HRC 63—65. К преимуществам этих сталей относится хоро­шая обрабатываемость резанием после закалки иа низкоуглеродистый мартенсит с твердостью HRC менее 30.

Измерительные инструменты Типа лекал, шаблонов, скоб изготовля­ют путем вырубки из листа. Для этой группы инструментов применяют низкоуглеродистые (20, 20Х) и среднеуглеродистые (50, 50Г) стали. Для повышения твердости и износостойкости инструменты из яизкоуг- леродистых сталей подвергают цементации, закалке с 790—810 0C в мас­ло (сталь 20Х) илн воду (сталь 20) и низкотемпературному отпуску при 150—180 °С, 2—3 ч. Инструменты из средиеуглеродистых сталей подвергают закалке с индукционного нагрева и низкому отнуску.

РЕКОМЕНДАТЕЛЬНЫЙ БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК

Гудремон Э. Специальные стали. Т. I, II: Пер. с нем. M.: Металлург — издат, 1959. 1638 с.

Меськин В. С. Основы легирования стали. M.: Металлургия, 1964. 684 с.

Металловедение и термическая обработка стали: Справочник. Т. II. изд. 3-е/Под ред. Бернштейна М. JI. и Рахштадта А. Г-. M.: Металлур­гия, 1983. 368 с.

Пикеринг Ф. Б. Физическое металловедение и разработка сталей: Пер. с англ. M.: Металлургия, 1982. 182 с.

Справочник металлиста. Т. II. Изд. 3-е/Под ред. Рахштадта А. Г. и Брострема В. A. M.: Машиностроение, 1976. 718 с.

Тылкин М. А. Справочник термиста ремонтной службы. M.: Метал­лургия, 1981. 648 с.

Анализ структуры производства и потребления черных металлов в СССР/Камалов Р. Г., Цветаев А. А., Шишкова А. А. и др. M.: Метал­лургия, 1980. 111 с.

Виноград М. И., Громова Г. П. Включения в легированных сталях и сплавах. M.: Металлургия, 1972. 215, с.

Включения и фазы в сталях и сплавах/Явойский В. И., Близню — ков С. А., Вишкарев А. Ф. и др. M.: Металлургия, 1979. 316 с.

Гуляев А. П. Чистая сталь. M.: Металлургия, 1975. 184 с.

Кулганек Ф. Конструкционные стали (зарубежные стандарты): Пер. с ием. M.: Металлургия, 1973. 80 с.

Металлография железа. Т. I: Пер. с англ. M.: Металлургия, 1972. 246 с.

Хансен H., Андерко К Структура двойных сплавов. Т. 1, 2: Пер. с англ. M.: Металлургиздат, 1962. 1488 с.

Штремель М. А. — МиТОМ, 1980, №. 8, с. 2—6.

Справочник марок сталей: Пер. с нем. M.: Металлургиздат, 1963. 1922 с.

Андриевский P. A., Jlanun А. Г., Рымашевский Г. А. Прочность ту­гоплавких соединений. M.: Металлургия, 1979. 232 с.

Гольдшмидт X. Дж. Сплавы внедрения. Т. I, II: Пер. с англ. M.: Мир, 1971. 424 и 464 с.

Григорович В. К. Электронное строение и термодинамика сплавов железа. M:. Наука, 1970. 292 с.

Интерметаллические соединения: Пер. с англ./Под ред. Корнило­ва И. И. M.: Металлургия, 1970. 440 с.

Каменецкая Д. С., Пилецкая И. Б., Ширяев В. И. Железо высокой степени чистоты. M.: Металлургия, 1978. 248 с.

Могутное Б. M., Томилин И. А., Шварцман JI. А. Термодинамика железоуглеродистых сплавов. M.: Металлургия, 1972. 328 с.

Тот JI. Карбиды и нитриды переходных металлов: Пер. с аигл./Под ред. Гельда П. В. M.: Мир, 1974. 294 с.

Физическое металловедение. Т. I: Пер. с англ./Под ред. Кана Р. M.: Мнр, 1967. 334 с.

Шуберт К. Кристаллические структуры двухкомпонеитиых фаз: Пер. с нем. M.: Металлургия, 1971. 532 с.

Белоус Af. В., Черепин В. Т., Васильев Af. А. Превращения при от­пуске стали. M.: Металлургия, 1973. 232 с.

Блантер М. Е. Фазовые превращения при термической обработке стали. M.: Металлургиздат, 1962. 268 с.

Бокштейн С. 3. Строение и свойства металлических сплавов M.: Ме­таллургия, 1971. 496 с.

Курдюмов Г. В., Утевский Л. M., Энтин Р. И. Превращения в же­лезе и стали. M.: Наука, 1977. 238 с.

Попов А. А., Попова Л. Е. Изотермические и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита. Справочник термиста. M.: Машгиз, 1961. 430 с.

Попов А. А. Фазовые превращения в металлических сплавах. M.: Металлургиздат, 1963. 312 с.

Садовский В. Д. Структурная наследственность в стали. M.: Метал­лургия, 1973. 205 с.

Гладштейн Л. И., Литвиненко Д. А. Высокопрочная строительная сталь. M.: Металлургия, 1972. 240 с.

Гольдштейн М. И., Фарбер В. М. Дисперсионное упрочнение стали. M.: Металлургия, 1979. 208 с.

Лейкин И. M., Литвиненко Д. А., Рудченко А. В. Производство и свойства низколегированных сталей. M.: Металлургия, 1972. 256 с.

Термическое упрочнение проката/Стародубов К¦ Ф-, Узлов И. Г., Савенков В. Я. и др. M.: Металлургия, 1970. 368 с.

Тылкин М. А., Большаков В. И., Одесский П. Д. Структура и свой­ства строительной стали. M.: Металлургия, 1983. 288 с.

Упрочнение конструкционных сталей нитридами/Гольдштейн Af. И., Гринь А. В., Блюм, Э. Э., Панфилова Л. М. M.: Металлургия, 1970. 222 с.

Банных О. А., Блинов В. М. Днсперсионно-твердеющие немагнит­ные ванадийсодержащие стали. M.: Наука, 1980. 190 с.

Бернштейн М. Л. Прочность стали. M.: Металлургия, 1974. 200 с.

Бернштейн Af. Л., Займовский В. А., Капуткина Л. М. Термомеха — ннческая обработка стали. M.: Металлургия, 1983. 480 с.

Богачев И. Н. Кавитационностойкое разрушение н кавитационно — стойкие стали. M.: Металлургия, 1972. 190 с.

Богачев И. H., Еголаев В. Ф. Структура и свойства железомарганце — вых сплавов. M.: Металлургия, 1973. 296 с.

Бодяко Ni. H., Астанчик С. А., Ярошевич Г. Б. Мартенситно-старе­ющие стали. Минск: Наука и техника, 1976. 246 с.

Голиков И. H., Гольдштейн М. И., Мурзин И. И. Ванадий в стали. M.: Металлургия, 1968. 292 с.

Голованенко С. А., Фонштейн Н. Af. — В кн.: Итоги науки и техни­ки. Металловедение и термическая обработка. M.: ВИНИТИ, 1983, с. 64—120.

Гольдштейн Я¦ E., Заславский А. Я¦ Конструкционные стали повы­шенной обрабатываемости. M.: Металлургия, 1977. 248 с.

Давыдов Н. Г. Высокомарганцевая сталь. M.: Металлургия, 1979. 174 с.

Зубов В. Я-, Грачев С. В. Структура и свойства стальной пружинной ленты. M.: Металлургия, 1964. 224 с.

Лебедев Д. В. Конструктивная прочность криогенных сталей. M.: Металлургия, 1976. 264 с.

Литвиненко Д. А. Холоднокатаная нестареющая сталь. M.: Метал­лургия, 1968. 168 с.

Лахтин Ю. M., Коган Я — Д. Азотированные стали. M.: Машино­строение, 1976. 255 с.

Минкевич А. Н. Химико-термическая обработка металлов и сплавов. M.: Машиностроение. 1965. 491 с.

Перкас М. Д., Кардонский В. М. Высокопрочные мартенситно-ста­реющие стали. M.: Металлургия, 1970. 224 с.

Потак Я — М. Высокопрочные стали. M.: Металлургия, 1972. 208 с.

Проблемы разработки конструкционных сплавов: Пер. с англ. M.: Металлургия, 1980. 336 с.

Приданцев М. В., Давыдова Л. H., Тамарина И. А. Конструкцион­ные стали: Справочник. M.: Металлургия, 1980. 288 с.

Разрушение. Т. 6. Разрушение металлов: Пер. с англ. M.: Метал­лургия, 1976. 496 с.

Рахштадт А. Г. Пружинные стали и сплавы. 3-е изд., перераб. и доп. M.: Металлургия, 1982. 400 с.

Романив О. Н. Вязкость разрушения конструкционных сталей. M.: Металлургия, 1979. 176 с.

Спектор А. Г., Зельбет Б. M., Киселева С. А. Структура и свойства подшипниковых сталей. M.: Металлургия, 1980. 264 с.

Химико-термическая обработка металлов н сплавов: Справочник/ Под ред. Ляховича Л. С. M.: Металлургия, 1981. 424 с.

Бабаков А. А., Приданцев М. В. Коррозионностойкие стали и спла­вы. M.: Металлургия, 1971. 318 с.

Гуляев А. П., Жадан Т. А. Новые низколегированные нержавеющие стали. M.: Машиностроение, 1972. 104 с.

Туфанов Д. Г. Коррозионная стойкость нержавеющих сталей, спла­вов и чистых металлов: Справочник. M.: Металлургия, 1982. 120 с.

Ульянин Е. А. Коррозионностойкие стали и сплавы: Справочник. M.: Металлургия, 1980. 207 с.

Химушин Ф. Ф. Нержавеющие стали. M.: Металлургия, 1976. 798 с.

Банных О. А-, Ковнеристый Ю. К, Зудин И. Ф. Хромомарганцевые теплоустойчивые стали с алюминием. M.: Наука, 1965. 101 с.

Григорович В. К Жаропрочность и диаграммы состояния. M.: Ме­таллургия, 1969. 323 с.

Деформация и свойства материалов для авиационной и космической техники: Пер. с англ. M.: Металлургия. 1982. 386 с.

Жаропрочные сплавы для газовых турбин: Пер. с англ. M.: Метал­лургия, 1981. 480 с.

Захаров М. В., Захаров А. М. Жаропрочные сплавы. M.: Метал­лургия, 1969. 245 с.

Корнилов И. И. Физико-химические основы жаропрочности сплавов. M.: Наука, 1971. 318 с.

Кофстад П. Высокотемпературное окисление металлов. M.: Мир, 1969. 392 с.

Ланская К. А. Высокохромистые жаропрочные стали. M.: Метал­лургия, 1976. 230 с.

Ланская К¦ А. Жаропрочные стали. M.: Металлургия, 1969. 245 с.

Масленков С. Б. Жаропрочные стали и сплавы: Справочник. M.: Металлургия, 1983. 191 с.

Портной К¦ И., Бабич Б. Н. Дисперсноупрочненные материалы. M:. Металлургия, 1974. 123 с. v

Приданцев М. В. Жаропрочные стареющие сплавы. M.: Металлур­гия, 1973. 184 с.

Роэенберг В. М. Основы жаропрочности металлических материалов, M:. Металлургия, 1973. 325 с.

Симе Ч„ Хагель В. Жаропрочные сплавы/Пер. с аигл. M.: Метал­лургия, 1976. 586 с.

Химушин Ф. Ф. Жаропрочные стали и сплавы. M.: Металлургия, 1969. 749 с.

Артингер И. Инструментальные стали и их термическая обработка: Справочник: Пер. с венг. M.: Металлургия, 1982. 312 с.

Геллер Ю. А. Инструментальные стали. 5-е изд. M.: Металлургия, 1983. 528 с.

Гуляев А. П., Малинина К. А., Саверина С. М. Инструментальные стали: Справочник. M.: Машиностроение, 1975. 272 с.

Инструментальные стали: Справочник/Яозняк Л. А., Тишаев С. И., Скрынченко Ю. М. и др. M.: Металлургия, 1977. 168 с.

Лозняк Л. А., Скрынченко Ю. M., Тишаев С. И. Штамповые ста­ли. M.: Металлургия, 1980. 244 с.

[1] 6-железо отдельно не рассматривается, так как представляет со­бой а-железо при высоких температурах.

[2] Наиболее часто пользуются понятием «атомный металлический радиус» (по Гольдшмндту), представляющим собой половину наимень­шего расстояния между атомами в их кристаллической решетке. Поэ­тому в разных модификациях одного н того же элемента атомный ра­диус будет различным. Так, для ct-железа (о. ц. к. решетка, координа­ционное число К— 8) атомный раднус железа равен,0,124 нм, а для Y-железа (г. ц. к., /С= 12) 0,127 нм. Сравнение атомных радиусов эле­ментов проводят при одинаковом координационном числе.

[3] Как известно, температура перехода из вязкого в хрупкое состо­Йте (Tnp) может быть определена как температура, при которой про­Исходит резкое падение ударной вязкости или излом нз вязкого перехо­Дит в хрупкий (50 % волокна в изломе).

[4] На рнс. 29 приведены лншь наиболее часто встречаемые в стали карбиды и ннтрнды. В редких случаях возможно образование фаз н дру­гого тн па (например, гексагонального ннтрнда Nb2N в малоперлнтных азотистых сталях нлн гексагонального карбида V2C в высоколегиро­ванных нержавеющих сталях с ннзкнм содержанием углерода).

[5] Закономерности образования карбидов и нитридов в основном общие. Поэтому дальнейшее рассмотрение будет проведено по карби­дам. При наличии существенных особенностей в аналогичных нитрндных фазах они будут освещаться особо.

[6] Кроме указанных нитридов, в системе железо—азот могут обра­зовываться нитриды Fe2N (|-фаза) и Fe3N (е-фаза). Как правило, они образуются при высоких содержаниях азота [соответственно 7,7 и 11,3% (по массе)], поэтому в обычных легированных сталях эти нит­риды практически не возникают.

[7] В легированной стали, которая, как минимум, составляет трой­ную систему, превращение двойного эвтектоида в аустенит происходит не при постоянной температуре, а в интервале температур. Поэтому зна­чения критических точек следует рассматривать лишь как средние тем­пературы начала и конца превращения, протекающего в определенном интервале температур.

[8] Структурная наследственность возможна при скоростях нагрева порядка

Чем более легирована сталь, тем шире диапазон ско­ростей нагрева, при которых проявляется структурная на­следственность в стали. Легирование влияет на критичес­кую скорость нагрева, при которой наблюдается восста­новление исходного крупного зерна при повторном нагреве выше Ac?, и не происходит образования мелкозернистого аустенита. Для легированной стали на рис. 40 приведена схема, упрощенно показывающая процесс формирования зерна при нагреве и охлаждении стали с исходной упоря­доченной структурой.

«При достаточно быстром (сотни градусов в секунду) нагреве закаленной и неотпущенной стали реализуется особый кристаллографически упорядоченный механизм об­разования аустенита, сходный с обратным мартенситным превращением в высоколегированных сплавах, в резуль­тате чего происходит восстановление зерна исходной струк­туры. По мере уменьшения скорости нагрева все в боль­шей степени получают развитие процессы отпуска и нор­мальный, контролируемый диффузией механизм образо­вания аустенита, сопровождающийся измельчением зерна. При достаточно медленном (1—2 град/мин) нагреве мно­гих сталей аустенит образуется также кристаллографичес­ки упорядоченным механизмом, в результате чего и при таком нагреве наблюдается восстановление зерна исход­ной структуры, т. е. резко выраженная структурная наслед­ственность. Увеличение скорости нагрева ведет к наруше­нию упорядоченности в процессе формирования (роста)

[9] В литературе встречаются различные термины для указанных превращений. Так, перлитное превращение также называют эвтектоид — ным, диффузионным превращением, распадом на феррито-карбидную смесь (ФКС), превращением по 1 ступени. Промежуточное превраще­ние — бейнитным превращением по II ступени.

[10] Необходимо подчеркнуть, что составы аустенита и стали могут не совпадать, если легирующие элементы не полностью переведены в твердый раствор при аустенитизации. В этом случае нерастворенная часть легирующих элементов входит в состав карбидной (интерметал — лидной) фазы, которая иначе влияет на устойчивость аустенита. По­этому приведенные ниже данные о влиянии углерода и легирующих элементов относятся к случаю нх растворения в аустените.

[11] В высоколегированных быстрорежущих сталях кобальт увеличи­вает количество остаточного аустенита в закаленной стали вследствие изменения растворимости в аустените других легирующих элементов.

Распад мартенсита включает формирование сегрегаций атомов углерода и легирующих элементов в твердом раст-

[13] В настоящем разделе дан краткий анализ отпускной хрупкости стали, подробный обзор приведен в учебнике И. И. Новикова «Теория термической обработки стали», изд. 3-е,, M.: Металлургия, 1978.

Углеродистые горячекатаные стали обыкновенного качест­ва (ГОСТ 380—71) в зависимости от назначения и гаран­тируемых при поставке свойств подразделяют на три груп­пы: А, Б и В.

Стали группы А поставляют с регламентированными ¦ механическими свойствами. Химический состав их не нор­мируется. Поэтому стали этой группы наиболее часто при­меняют в конструкциях, узлы которых не подвергаются горячей обработке — ковке, штамповке, термической обра­ботке, следовательно, механические свойства горячеката­ной стали сохраняются.

Стали группы Б поставляют с регламентированным хи­мическим составом, без гарантии механических свойств. Поэтому их применяют для изделий, подвергаемых горячей обработке, технология которой зависит от состава стали, а конечные механические свойства определяются самой об­работкой.

[15] На векторной диаграмме не нанесена компонента его, одинаковая для все трех сталей. Необходимо также подчеркнуть, что на диаг­рамме отложены не абсолютные значения предела текучести и темпера­туры перехода, а лишь их изменение — Actt и АТВр.

Карманный справочник технолога-инструментальщика

Инструментальные стали

Основными материалами для режущих инструментов являются инструментальные стали. К ним относятся углеродистые, легированные и быстрорежущие стали.

Углеродистые стали. Эти стали обладают высокой твердостью после окончательной термической обработки (закалки) HRC 62—64 и имеют низкую твердость в отожженном состоянии (НВ 187—207), что обеспечивает хорошую обрабатываемость резанием и давлением. Недостаток углеродистых сталей — низкая теплостойкость (200—250° С).

Углеродистые инструментальные стали применяют для режущих инструментов, работающих при небольших скоростях резания (υ = 10÷12 м/мин).

В табл. 1 дано назначение некоторых марок инструментальной углеродистой стали (ГОСТ 1435—54) при изготовлении режущих инструментов.

Легированные стали. В зависимости от назначения и свойств инструментальные легированные стали (ГОСТ 5950—63) подразделяют на две группы: стали для режущего и измерительного инструмента и стали для штампового инструмента. Для режущего инструмента наибольшее применение нашли марки 7ХФ, ИХ, 13Х, ХВ5. В1, Ф, 9ХС, ХВГ, 9Х5ВФ, ХВСГ др.

В обозначениях марок сталей первые цифры указывают среднее содержание углерода в десятых долях процента. Они могут не указываться, если содержание углерода близко к единице или больше единицы. Буквы за цифрами обозначают: Г — марганец, С — кремний, X — хром, В — вольфрам, Ф •— ванадий, Н — никель, М — молибден. Цифры, стоящие после букв, указывают среднее содержание соответствующего элемента в целых единицах. Отсутствие цифры обозначает, что содержание этого легирующего элемента равно примерно 1%. В отдельных случаях содержание легирующих элементов не указывается, если оно не превышает 1,8%.

Легированные стали обладают по сравнению с углеродистыми повышенной вязкостью в закаленном состоянии, более глубокой прокаливаемостью, меньшей склонностью к деформациям и трещинам при закалке. Режущие свойства легированных сталей примерно такие же, как у углеродистых инструментальных сталей, потому что они тоже имеют низкую теплостойкость (200—250° С).

Назначение легированных сталей, применяемых для изготовления режущих инструментов, дано в табл. 2.

Быстрорежущие стали. Инструментальные быстрорежущие стали (ГОСТ 9373—60) приобретают после термообработки высокую твердость, прочность и износостойкость, сохраняя режущие свойства при нагревании во время работы до 600—650° С. Это позволяет увеличить скорость резания инструментами из быстрорежущей стали в 2—4 раза и повышает их стойкость по сравнению с инструментами из углеродистой или легированной стали. Преимущества быстрорежущей стали проявляются главным образом при обработке прочных (σ_в = 100 кГ/мм 2 ) и твердых сталей (НВ 200—250) и резании с повышенной скоростью.

Основные марки и химический состав быстрорежущих сталей приведены в табл. 3.

Таблица 1

Назначение углеродистых сталей при изготовлении режущих инструментов

Марки быстрорежущей стали обозначают буквами и цифрами: Р означает, что сталь относится к группе быстрорежущих, а цифра после буквы Р показывает среднее содержание вольфрама (в %) в стали. Среднее содержание ванадия (в %) отмечают цифрой, следующей за буквой Ф₁ кобальта — цифрой после буквы К.

Таблица 2

Назначение легированных сталей, применяемых для режущих инструментов

Таблица 3

Марки и химический состав быстрорежущих сталей

Быстрорежущие стали делятся на стали нормальной теплостойкости (Р18, Р12, Р6МЗ) и стали повышенной теплостойкости (Р18Ф2, Р14Ф4, Р9Ф5 и др.). Для обработки конструкционных сталей с твердостью до НВ260—280 и чугунов используют стали нормальной теплостойкости. При обработке более прочных и улучшенных конструкционных сталей необходимы стали ванадиевые Р18Ф2 и для очень тяжелых режимов резания — кобальтовые Р18К5Ф2, Р9К5 и Р9К10.

В настоящее время металлургическая промышленность выпускает новую марку высоковольфрамовой кобальтованадиевой быстрорежущей стали ЭПЗ79 (Р18Ф2К8М). Эту сталь поставляет завод «Электросталь»

По сравнению со стандартными сталями повышенной теплостойкости сталь ЭП379 содержит больше углерода, кобальта и меньше молибдена. По сравнению со сталью Р18 сталь ЭП379 обладает повышенной горячей твердостью и теплостойкостью.

Сталь ЭП379 предназначена для инструментов любой формы при обработке титановых, жаропрочных и закаленных сталей с твердостью до HRC 52—55.

Свойства быстрорежущих сталей по сравнению со сталью Р18 приведены в табл. 4. Назначение быстрорежущих сталей для изготовления режущих инструментов дано в табл. 5.

Для оснащения инструментов пластинками из быстрорежущих сталей в зависимости от их назначения ГОСТ 2379—67 предусматривает несколько форм (табл. 6).

Таблица 4

Свойства быстрорежущих сталей

Таблица 5

Примерное назначение быстрорежущих сталей

Конструкционные стали. Для экономии быстрорежущих сталей и твердых сплавов многие режущие инструменты изготовляются составными, например, режущая часть — из стали марки Р18, а хвостовик или державка — из конструкционной стали.

Для державок, хвостовиков и корпусов применяются углеродистые инструментальные стали обыкновенного качества (ГОСТ 380—60), качественные (ГОСТ 1050—60) и конструкционные легированные (ГОСТ 4543—61).

Рекомендуемые марки сталей для составного режущего инструмента приведены в табл. 7.

Таблица 6

Форма, размеры и назначение пластинок из быстрорежущей стали

Стали для измерительного инструмента и пружинные стали

Стали для измерительного инструмента

Стали этого назначения должны обладать высокой твердостью и износостойкостью, сохранять постоянство формы и размеров в течение длительного срока эксплуатации. Кроме того, от них требуется хорошая обрабатываемость для получения высокого класса чистоты поверхности и малая деформация при термической обработке.
Для измерительного инструмента обычно применяют высокоуглеродистые стали У8—У12 и низколегированные стали марок X, ХГС, ХВГ, 9ХС, содержащие около 1 % С и до 1,5 % Ст. Их твердость после термообработки должна быть не менее НКС 60—64.

После обычной термической обработки в структуре высокоуглеродистых сталей обычно присутствует остаточный аустенит, из-за чего она не является стабильной. Для обеспечения высокой твердости стали и стабильности размеров инструмента в процессе эксплуатации проводится специальная термическая обработка. Она состоит изакалки в масле, для особо точных инструментов включает дополнительно обработку холодом при температуре —80 °С и длительного (до 30 ч) низкотемпературного отпуска —старения при 120—170 °С. Нагрев при более высокой температуре недопустим из-за снижения твердости и износостойкости инструмента. Длительный отпуск предотвращает процессы старения и распад мартенсита в течение всего периода эксплуатации инструмента. Для измерительных инструментов большого размера и сложной геометрии используют азотируемые стали типа 38Х2МЮА.

Пружинные стали

Работа пружин, рессор и тому подобных деталей характеризуется тем, что в них используют только упругие свойства стали. Большая суммарная величина упругой деформации пружины (рессоры и т. д.) определяется ее конструкцией — числом и диаметром витков, длиной пружины. Поскольку возникновение пластической деформации в пружинах не допускается, то от материала подобных изделий не требуется высокой ударной вязкости и высокой пластичности. Главное требование состоит в том, чтобы сталь имела высокий предел упругости (текучести). Это достигается закалкой с последующим отпуском при температуре в районе 300—400° С. При такой температуре отпуска предел упругости (текучести) получает наиболее высокое значение, а то, что эта температура лежит в интервале развития отпускной хрупкости I рода, в силу отмеченного выше обстоятельства не имеет большого значения.

Пружины, рессоры и подобные им детали изготавливают из конструкционных сталей с повышенным содержанием углерода (но, как правило, все же более низким, чем у инструментальных сталей) — приблизительно в пределах 0,5—0,7% С, часто с добавками марганца и кремния. Для особо ответственных пружин применяют сталь 50ХФ, содержащую хром и ванадий и обладающую наиболее высокими упругими свойствами. Термическая обработка пружин и рессор из легированных сталей заключается в закалке от 800—850° С (в зависимости от марки стали) в масле или в воде с последующим отпуском в районе 400—500° С на твердость НКС 35—45. Это соответствует ст_в= 1304-160 кгс/мм 2 .

Иногда такой термической обработке подвергают детали конструкций большой длины и с тонкими стенками, которые должны обладать высокими пружинящими свойствами. В этом случае применяют сталь ЗОХГС, после закалки и отпуска при 250° С она будет иметь прочность (а_в) 160 кгс/мм 2 , но вязкость (а_д) всего лишь 5 кгс-м/см 2 , а пластичность (б) 7% и (‘ф> 40%. Часто пружины изготавливают из шлифованной холоднотянутой проволоки (так называемой серебрянки). Наклеп (нагартовка) от холодной протяжки создает высокую твердость и упругость. После навивки (или другого способа изготовления) пружину следует отпустить при 250—350° С для снятия внутренних напряжений, что повысит предел упругости. Для изготовления серебрянки применяют обычные углеродистые инструментальные стали У7, У8, У9, У10.

На качество и работоспособность пружины большое влияние оказывает состояние поверхности. При наличии трещин, плен и других поверхностных дефектов пружины оказываются нестойкими в работе и разрушаются, вследствие развития усталостных явлений в местах концентрации напряжений вокруг этих дефектов. Кроме обычных пружинных материалов, имеются и специальные, работающие в специфических условиях (повышенные температуры, агрессивные среды, и т. д.).

ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫЕ СТАЛИ ДЛЯ РЕЖУЩЕГО ИНСТРУМЕНТА

По назначению инструментальные стали делятся на стали для режущего, штамповогои измерительного инструментов. Кроме того, для изготовления режущего инструмента, особенно при скоростной обработке, широко применяют твердые сплавы.

Стали для режущего инструмента

1. Требования к сталям

Режущий инструмент работает в условиях длительного контакта и трения с обрабатываемым металлом. В процессе эксплуатации должны сохраняться неизменными конфигурации и свойства режу­щей кромки. Материал для изготовления режущего инструмента должен обладать высокой твердостью (ИКС ^ 60—62) и износо­стойкостью, т. е. способностью длительное время сохранять ре­жущие свойства кромки в условиях трения.

Чем больше твердость обрабатываемых материалов, толще стружка и выше скорость резания, тем больше энергия, затрачи­ваемая на процесс обработки резанием. Механическая энергия переходит в тепловую. Выделяющееся тепло нагревает резец, деталь, стружку и частично рассеивается. Поэтому основным требованием, предъявляемым к инструментальным материалам, является высокая теплостойкость, т. е. способность сохранять твердость и режущие свойства при длительном нагреве в процессе работы. По теплостойкости различают три группы инструменталь­ных сталей для режущего инструмента: нетеплостойкие, полу­теплостойкие и теплостойкие.

При нагреве до 200—300 °С нетеплостойких сталей в процессе резания углерод выделяется из мартенсита закалки и начинается коагуляция карбидов цементитного типа. Это приводит к потере твердости и износостойкости режущего инструмента. К нетепло­стойким относятся углеродистые и низколегированные стали. Полутеплостойкие стали, к которым относятся некоторые средне-легированные стали, например 9Х5ВФ, сохраняют твердость до температур 300—500 °С. Теплостойкие стали сохраняют твер­дость и износостойкость при нагреве до температур 600 °С.

Углеродистые и низколегированные стали имеют сравнительно низкую теплостойкость и невысокую прокаливаемость, поэтому их используют для более легких условий работы при малых скоростях резания. Быстрорежущие стали, имеющие более высо­кую теплостойкость и прокаливаемость, применяют для более тяжелых условий работы. Еще более высокие скорости резания допускают твердые сплавы и керамические материалы. Из суще­ствующих материалов наибольшей теплостойкостью обладает нитрид бора — эльбор, Эльбор позволяет обрабатывать материалы высокой твердости, например закаленную сталь, при высоких скоростях.

2. Углеродистые стали

Углеродистые инструментальные стали маркируются буквой У, а следующая за ней цифра показывает содержание углерода в де­сятых долях процента. Для изготовления инструмента применяют углеродистые качественные стали марок У7-— У13 и высококаче­ственные стали марок У7А—У13А. Высококачественные стали содержат не более 0,02 % серы и фосфора, качественные — не более 0,03 %.
По назначению различают углеродистые стали для работы при ударных нагрузках и для статически нагруженного инструмента.
Стали марок У7—У9 применяют для изготовления инстру­мента при работе с ударными нагрузками, от которого требуется высока
я режущая способность (зубила, клейма по металлу, де­ревообделочный инструмент, в частности пилы, топоры и т. д.).
Стали марок У10—У13 идут на изготовление режущего ин­струмента, не испытывающего при работе толчков, ударов и обладающего высокой твердостью (напильники, шаберы, острый хирургический инструмент и т. п.). Из стали этих марок иногда изготавливают также простые штампы холодного деформиро­вания.
Углеродистые доэвтектоидные стали после горячей пластиче­ской обработки <ковки или прокатки) и последующего охлажде­ния на воздухе имеют структуру, состоящую из пластинчатою перлита и небольшого количества феррита, а заэвтектоидные стали — пластинчатого перлита и избыточного цементита, кото­рый обычно образует сплошную или прерывистую сетку но гра­ницам бывших зерен аустенита.
Термическая обработка углеродистых инструментальных ста­лей состоит из двух операций: предварительной и окончательной обработок.
Предварительная термическая обработка сталей заключается в отжиге при 740—760 °С, цель которого — получить микрострук­туру, состоящую из зернистого перлита — псевдоперлита, так как при такой микроструктуре после последующей закалки полу­чаются наиболее однородные свойства. Кроме того, при такой структуре облегчается механическая обработка инструмента.
Окончательная термическая обработка состоит из закалки и низкого отпуска. Закалку проводят в воде от 780—810 °С, т. е, с температур, для доэвтектоидных сталей лежащих несколько выше Лс3, а для заэвтектоидных — лежащих ниже Аст.

Углеродистые стали имеют очень высокую критическую ско­рость закалки — порядка 200—300 °С/с. Поэтому недопустимо даже малейшее замедление охлаждения при закалке, так как это может привести к частичному распаду аустенита при темпе­ратурах перлитного интервала и, как следствие, к появлению мягких пятен. Особенно быстро протекает распад аустенита в уг­леродистых сталях при температурах, близких к 500—550 °С, где он начинается почти мгновенно, протекает чрезвычайно ин­тенсивно и в течение нескольких секунд полностью заканчива­ется.
Поэтому только инструменты малого диаметра могут после закалки в воде прокаливаться насквозь. Однако при этом в них возникают большие внутренние напряжения, которые могут вы­звать существенные деформации.
Инструменты, имеющие крупные размеры, при закалке в воде и в водных растворах солей, кислот и щелочей, охлаждающая способность которых выше, чем воды, закаливаются на мартенсит лишь в тонком поверхностном слое. Структура же глубинных зон инструментов представляет собой продукты распада аустенита в перлитном интервале температур. Сердцевина инструментов, имеющая такую структуру, является менее хрупкой по сравне­нию с мартенситной структурой. Поэтому инструменты, имеющие такую сердцевину, лучше переносят толчки и удары по сравнению с инструментами, закаленными насквозь на мартенсит.
Углеродистые стали наиболее целесообразно применять для инструментов небольшого сечения (до 5 мм), которые можно зака­ливать в масле и достигать при этом сквозной прокаливаемости, а также для инструментов диаметром или наименьшей толщиной 18—25 мм, в которых режущая часть приходится только на по­верхностный слой, например напильники, зенкера, метчики.
Углеродистые инструментальные стали отпускают при тем­пературах не более 200 °С во избежание снижения твердости. Твердость окончательно термически обработанного инструмен­та из углеродистых сталей обычно лежит в интервале НВ.С 56—64.
Достоинствами углеродистых инструментальных сталей яв­ляются низкая стоимость, хорошая обрабатываемость давлением и резанием в отожженном состоянии.
Их недостатками являются невысокие скорости резания, ограниченные размеры инструмента из-за низкой прокаливаемо-сти и его значительные деформации после закалки в воде.

3. Легированные стали

Низколегированные стали для режущего инструмента (13Х, 9ХС) также не обладают высокой теплостойкостью и обычно при­годны для работы при температурах не более 200 — 250