Строение металлов

     При малом содержании в стали таких карбидообразующих элементов,  как  Мn,  Сr,  W  и  Мо,  последние  растворяются  в  цементите, замещая в нем атомы железа. Состав цементита в этом случае может быть  выражен  формулой  (Fe,  М)3С,  где  М  −  легирующий  элемент.

Так,  при  растворении  марганца  в  цементите  образуются  карбид (Fe, Mn)3C, при растворении  хрома – карбид (Fe,Cr)3C.

     Марганец может заместить в решетке цементита все атомы железа (Fe3C → Mn3C), хром – до 25 % (ат.), молибден −до 3 % (ат) и вольфрам лишь до 0,8 − 1,0 % (ат.). Более сильные карбидообразующие элементы (Ti, V, Nb, Zr) практически не растворяются в цементите и образуют самостоятельные специальные карбиды.

     При  повышенном  содержании  хрома,  вольфрама,  молибдена  в зависимости  от  содержания  углерода  в  стали  могут  образовываться специальные карбиды. 

     Карбиды,  образующиеся  в  легированных  сталях,  можно  разделить  на  две  группы.  К  первой  группе  относятся  карбиды  типа  М3С, М7С3, М23С6 и М6С(М4С), имеющие сложные кристаллические решетки. Карбиды  этой  группы  сравнительно легко  растворяются  в аусте-

ните при нагреве. 

     Ко  второй  группе  относятся  карбиды  типа  МС:  VC,  TiC,  NbC, TaC, в которых атомы металла расположены по типу кубической решетки; WC, в котором атомы металла расположены по типу объемно-центрированной кубической решетки; W2C и Мо2С, в которых атомы металла расположены по типу гексагональной решетки. Эти карбиды относятся к фазам внедрения. В отличие от карбидов первой группы, фазы внедрения в реальных условиях нагрева стали почти не растворяются в аустените. Фазы внедрения, как указывалось выше, обладают  наиболее  высокой  твердостью  и  высокой температурой  плавления.  Чем  дисперснее  частицы  карбидов  в  стали,  тем выше  ее  прочность и твердость, так как частицы этих фаз повышают сопротивле-

ние пластической деформации.

     Интерметаллические соединения. При высоком содержании легирующие элементы образуют с железом или друг с другом интерметаллические соединения. Примером таких соединений могут служить Fe7Mo6, Fe7W6, Fe3Nb2, Fe3Ti и др. Некоторые интерметаллические соединения относятся к фазам Лавеса (Fe2Nb, Fe2W, Fe2Mo, Cr2Ti и др.).

В сплавах Fe −  Сr и Fe – V образуется твердая и хрупкая σ-фазы, отвечающие  соединению  FeCr  и  FeV.  В  сплавах  Fe  −  Сr  −  Мо  (8 − 27 % Сr и > 5 % Мо), Fe − Cr − Ni − Мо (2 − 3 % Мо) может образовываться хрупкая χ-фаза состава Fe3CrMo (Fe36CrI2Mo10).

     Наибольшее  значение  интерметаллидные  фазы  играют  в  малоуглеродистых  железных  сплавах,  где  их  используют  для  получения эффекта дисперсионного твердения. σ- и χ-фазы охрупчивают сплав, поэтому их присутствие нежелательно.  
 

В табл. показано влияние наиболее применяемых легирующих элементов на свойства стали. 
 

              Влияние легирующих элементов на свойства стали

    

      
 
 

     . 
 
 
 

    4. Фазовые превращения в сплаве с содержанием углерода 0,5% при охлаждении. 
 

     Рассмотрим превращения, происходящие  при охлаждении сплава содержащего 0,5% С. До точки 1 сплав находится в жидком состоянии. При медленном охлаждении в т.1 из жидкого раствора начинают выпадать кристаллы аустенита. Образование кристаллов продолжается в интервале температур 1 – 2. В т.2 кристаллизация аустенита заканчивается и от точки 2 до точки 3 структурных изменений не происходит, аустенит просто охлаждается. В т.3 начинается выделение феррита из аустенита.

      От  т.3 до т.4 смесь находится смесь  двух фаз – феррита и распадающегося аустенита. При t = 727⁰ в т.4 произойдёт эвтектоидное превращение с образованием перлита.

      При комнатной t⁰ структура сплава состоит из феррита и перлита.    
 

 Диаграмма состояний железо-углерод

 
 

 
 
 

   5. Быстрорежущие стали. Особенности термической обработки быстрорежущей стали Р18 

     Быстрорежущие   стали    маркируют  буквой  Р  (rapid  −  быстрый, скорый), цифры показывают среднее содержание  вольфрама – основного  легирующего   элемента.  Среднее  содержание  углерода  во  всех быстрорежущих  сталях обычно несколько меньше 1 %, а хрома − до 4 % , поэтому эти элементы не указываются. Содержание остальных легирующих  в  целых  процентах указывается  как  обычно  цифрами, следующими за их буквенным обозначением.

     Быстрорежущая  сталь после закалки и отпуска имеет структуру высоколегированного отпущенного мартенсита с карбидами. Она сохраняет первоначальную структуру практически неизменной при нагреве до 600 – 620º С. Резцы из быстрорежущей стали позволяют увеличить  скорость  резания  в  2  –  4    раза  и стойкость инструментов  в 10 – 30 раз по сравнению с теми же характеристиками инструмента из сталей с низкой теплостойкостью.

     Химический  состав  ряда  быстрорежущих   сталей  приведен  в таблице

     Потеря  твердости  при  нагреве   обусловлена  в  первую  очередь распадом мартенсита и коагуляцией выделившихся карбидов. Коагуляция карбидов в углеродистой и легированной сталях при температурах  выше  300° С  ведет  к  быстрой  потере  твердости.  Теплостойкость быстрорежущих сталей обусловлена легированием  карбидообразующими элементами – вольфрамом, ванадием и молибденом в количествах,  достаточных  для  связывания  почти  всего  углерода  в  специальные  карбиды.  Распад  мартенсита  и  коагуляция  специальных

карбидов происходит при температурах 600 – 650º С.

     При   затвердевании  литой  быстрорежущей   стали  образуется  эвтектика,  напоминающая  ледебурит  и   располагающаяся  по  границам  зерен. Быстрорежущие стали относятся  к ледебуритному классу. После   ковки  или  прокатки  сетка  эвтектики  подвергается  дроблению  с

измельчением  входящих  в  нее  карбидов  и  более  равномерным  их распределением в основной матрице.

Химический состав некоторых быстрорежущих сталей, %

(ГОСТ 19265-73)  

 

     После   прокатки  или  ковки  быстрорежущую сталь подвергают изотермическому отжигу  для уменьшения  твердости и облегчения механической обработки. Сталь выдерживают при 740° С до полного превращения аустенита в перлито-сорбитную структуру.

     Высокую  теплостойкость инструмент из быстрорежущих сталей приобретает после закалки и многократного отпуска. При нагреве под закалку необходимо обеспечить максимальное растворение карбидов и получение высоколегированного аустенита. Такая структура увеличивает прокаливаемость и позволяет получить после закалки мартенсит с высокой теплостойкостью. Температура закалки сталей составляет, °С:  Р18 – 1270…1290, Р9 – 1220…1240, Р6М5 – 1210…1230. Во избежание  трещин  и  деформации  инструмента  из-за  низкой  теплопроводности  сталей  применяют  ступенчатый  нагрев  под  закалку  в расплавленных солях, а закалку производят в масле.

     После   закалки  структура  быстрорежущей  стали  состоит  из  высокоуглеродистого  мартенсита,  нерастворенных  при  нагреве  избыточных  карбидов  и  около  30  %  остаточного аустенита.  Остаточный аустенит  снижает твердость,  режущие свойства  стали,  ухудшает  ее шлифуемость; его присутствие в структуре нежелательно.

     При  многократном отпуске из остаточного аустенита выделяются дисперсные карбиды, легированность аустенита уменьшается и он претерпевает  мартенситное  превращение.  Обычно  применяют  трехкратный отпуск при 550 – 570° С в течение 45 – 60 мин. Режим термической обработки инструмента из быстрорежущей стали Р18 показан на рисунке. Число отпусков может быть сокращено при обработке холодом после закалки, в результате которой уменьшается содержание  остаточного  аустенита.  Обработке  холодом  подвергают  инструменты  сравнительно  простой  формы  Твердость  после  закалки  62 – 63 HRC, а после отпуска она увеличивается до 63 – 65 HRC.

     Известно  применение порошков быстрорежущих сталей для изготовления инструмента. Исходная шихта состоит из предварительно тонко  измельченной  стружки  быстрорежущей  стали,  которую  формуют в холодном состоянии с последующим спеканием формованных заготовок.    Спекание    производят    в   вакууме    при    температуре 1200 – 1250° С в течение 3 – 5 ч. Для уменьшения пористости порошковую быстрорежущую сталь подвергают горячей штамповке или горячему  прессованию.  После  этого  изделия  подвергают  термической обработке, характерной для данной марки стали.

                               а                                        б  

 

Рис. Режимы термической обработки инструмента из быстрорежущей стали

Р18: а − закалка и трехкратный отпуск; б — закалка, обработка холодом, отпуск

 

     Порошковая  быстрорежущая сталь обладает более высокой теплостойкостью, чем сталь, изготовленная традиционными методами, и, как  следствие,  большей  износостойкостью.  Это  объясняется более высокой степенью легированности аустенита элементами, входящими в состав стали, мелкодисперсной структурой и равномерным распределением карбидной фазы. В структуре порошковой быстрорежущей стали отсутствует карбидная неоднородность. Быстрорежущая сталь,

изготовленная методом порошковой металлургии, имеет  стойкость в 1,5 – 2 раза выше, чем  стойкость быстрорежущей стали, полученной традиционным способом.

    

6. Азотирование.

 

     Азотированием  называют  процесс  диффузионного  насыщения поверхностного  слоя  стали  азотом.  Азотирование  очень  сильно  повышает твердость поверхностного слоя, его износостойкость, предел выносливости  и  сопротивление  коррозии  в  таких  средах,  как  атмо-

сфера, вода, пар  и др. Твердость азотированного слоя заметно выше, чем твердость цементованного, и сохраняется при нагреве до высоких температур (450 – 500° С), тогда как твердость цементованного слоя, имеющего    мартенситную    структуру,    сохраняется    только    до 

200 – 225° С. 

     Для азотирования  используют  аммиак,  который  поставляет  атомарный азот 2NН3→ 2N + 3Н2

     Азотирование проводят при температурах 500...580° С в течение 1...60 ч. Толщина азотированного слоя составляет 0,1...0,8 мм. Последовательность  образования  фаз  при  диффузионном  насыщении  соответствует  последовательности  их  расположения  на  диаграмме  состояния  Fe-N  (см.  рис.  102).  Например,  при  температуре азотирования  550° С сначала образуется  α-фаза (азотистый феррит), затем      γ′-фаза   (Fe4N)   и,   наконец,   самый   внешний   слой   Fе2-3N  (ε-фаза).