Инструментальные Превращение аустенита

Характерной особенностью углеродистой инструментальной стали является ее небольшая прокаливаемость. На это указывают диаграммы изотермического превращения аустенита, на которых выступ кривых начала превращения аустенита очень близко подходит к оси ординат. [c.363]

Влияние кремния. Кремний в том или ином количестве присутствует практически во всех инструментальных и конструкционных сталях. Однако влияние его на процессы превращения аустенита изучено недостаточно. [c.58]

Под влиянием уже 1,5% Сг заметно возрастает стабильность аустенита в температурной области перлитных превращений. Это хорошо видно на диаграммах изотермических превращений аустенита для высокоуглеродистых (1,45%) инструментальных сталей, легированных только хромом (сталь К4) или хромом и ванадием (рис. 170, 171), Наименьший инкубационный период аустенитного превращения составляет 10 с. Наименьшее время аустенитного превращения инструментальных сталей особенно большой твердости, а также нелегированных сталей составляет 1 с. Поэтому прокаливае-мость инструментальных сталей, легированных 1,5% Сг, больше, чем нелегированных (см. рис. 161).. [c.180]

Стали, легированные марганцем. Как уже было видно из сказанного ранее, легирование 0,8—1% Мп в значительной степени повышает устойчивость аустенита. Больше всего это проявляется у инструментальных сталей, содержащих около 2% Мп, Время превращения аустенита возрастает в области температур как перлитных, так и бейнитных превращений. Это отражено на диаграмме изотермических превращений стали марки Ml (рис, 176), Время изотермического превращения составляет около 15 мин при 250° С [c.183]

Обработка стали холодом. В структуре закаленной стали наряду с мартенситом сохраняется большее или меньшее количество остаточного аустенита. Так, например, в углеродистой инструментальной стали марки У12 количество остаточного аустенита после закалки составляет 10—25%. Обработку холодом применяют для того, чтобы уменьшить количество остаточного аустенита, т. е. получить более полное превращение аустенита в мартенсит. После обработки холодом количество остаточного аустенита у стали марки У12 составляет 5—14%. Так как мартенсит по сравнению с аустенитом является [c.189]

Приведенные данные подтверждают положение чем выше концентрация углерода в стали, тем ниже температура окончания процесса превращения аустенита в мартенсит. При закалке от обычно принятых температур 1030 —1070 К охлаждение до 240 К может оказаться вполне достаточным для максимального разложения остаточного аустенита в углеродистых инструментальных сталях. [c.53]

Обычные углеродистые инструментальные стали закаливают практически при одной и той же температуре и после одинаковой выдержки. В результате степень превращения аустенита в мартенсит одинакова в этих сталях независимо от общего содержания углерода. Поэтому и стабилизирующее действие вре- [c.53]

На рис. 13—29 приведены кинетические диаграммы изотермических превращений аустенита для углеродистых конструкционных и инструментальных сталей, на рис. 30—91—для конструкционных легированных сталей а рис. 92—101—для нескольких пружинных сталей на рис. 102—115 — для инструментальных легированных сталей на рис. 116—122 —для нескольких штамповых [c.669]

На рис. 13—29 приведены кинетические диаграммы изотермических превращений аустенита в углеродистых конструкционны и инструментальных сталях. [c.427]

Охлаждение закаленной инструментальной стали ниже 0°, предложенное А. П. Гуляевым [13], представляет собой продолжение закалки и, способствуя более полному превращению аустенита, повышает твердость (табл. 5 и 6) и износоустойчивость. [c.774]

Весьма эффективна дробеструйная обработка в сочетании с цементацией, цианированием и закалкой при нагреве т. в. ч. она способствует превращению остаточного аустенита в мартенсит. Особенно велико влияние дробеструйной обработки после закалки шестерен при нагреве т. в. ч. При закалке в месте перехода закаленной зоны в незакаленную образуется участок с преобладанием растягивающих напряжений, этот участок является технологическим концентратором напряжений, который ликвидирует дробеструйная обработка. Наклеп дробью применяется в инструментальном производстве для упрочнения пуансонов, матриц для холодной штамповки, спиральных сверл и т. д. [c.104]

В табл, 4 приведены данные объёмных изменений в различных стадиях превращений и удельных объёмов аустенита, тетрагонального мартенсита, отпущенного аустенита и феррито-цементитной смеси (отвечающей третьей стадии превращений) инструментальной углеродистой стали с различным содержанием углерода. [c.440]

Особенностью наплавки штамповых инструментальных сталей является протекание перлитного превращения в широких диапазонах скоростей охлаждения. Иногда после охлаждения образуется мартенсит-ная структура с некоторым количеством остаточного аустенита - структура, весьма твердая и износостойкая, затрудняющая последующую механическую обработку. [c.271]

В конструкционных сталях, в которых количество углерода обычно не превышает 0,7%, твердость уменьшается непрерывно, однако ее снижение невелико до 100 - 120 °С. В инструментальных сталях с более высоким содержанием углерода эффект твердения вследствие выделения -карбида преобладает, поэтому твердость при отпуске до 100 - 120 °С несколько увеличивается. Изменение твердости углеродистых сталей в интервале температур II превращения в большой степени зависит от количества остаточного аустенита например, в стали с содержанием 1,2 % С в интервале 200 - 300 °С интенсивность снижения твердости уменьшается (рис. 6.33, а). [c.190]

Нелегированные стали большой твердости. У этих сталей содержание углерода составляет 0,8—1,3%. В соответствии с венгерским стандартом MSZ их обозначение SS—S13. Устойчивость аустенита довольно мала в температурном интервале как перлитных, так я бейнитных превращений (рис. 162, 163). С повышением содержания углерода температурная область бейнитного превращения понижается, как показано на рис., 164, на диаграммах изотермических превращений инструментальных сталей S8 и S11. Прокаливаемость нелегированных инструментальных сталей сравнительно мала прутки диаметром 8—12 мм могут прокаливаться в воде (табл. 57). При охлаждении в воде возникают довольно большие внутренние напряжения, которые уменьшают предел прочности на изгиб. При закалке в масле глубина прокаливаемости минимальная. На поверхности закаленных в воде деталей диаметром 15—30 мм возникает закаленный слой удовлетворительной толщины. На поверхности деталей, имеющих диаметр более 30 мм, закаленный слой слишком тонкий. Такой слой не может выдержать без смятия даже давлений средней величины. С увеличением содержания углерода глубина закаленного слоя не увеличивается, однако растет твердость сердцевины (рис, 165). В этом большую роль играет температура закал- [c.175]

Под влиянием легирования одновременно молибденом и вольфрамом интервал температур перлитных превращений смещается немного вправо, т. е. в. сторону увеличения времени превращения (рис. 185), поэтому прокаливаемость таких сталей более высокая. В масле можно прокаливать изделия диаметром 200 мм и более. Однако содержание остаточного аустенита значительно не увеличивается. Правда, в инструментальных сталях с большим содержанием ванадия и углерода время перлитного превращения немного меньше и здесь имеет место выделение карбидов (рис. 186), но критическое время охлаждения все же велико ( м = 5- 6 мин). [c.193]

Быстрорежущие стали представляют собой высоколегированные инструментальные сплавы ледебуритного класса. Для повышения структурной однородности литую сталь подвергают горячей обработке давлением, дробящей сетку эвтектики. В структуре прокованной и отожженной стали просматриваются крупные первичные карбиды - осколки ледебуритной эвтектики, мелкие вторичные карбиды, выделившиеся в литой стали из аустенита при охлаждении сплава в интервале температур между эвтектическим и эвтектоидным превращениями, и очень мелкие эвтектоидные карбиды, входящие в сорбитный фон. [c.136]

Отпуск многократный осуществляется путем проведения последовательно нескольких отпусков. Применяют главным образом при термической обработке инструментальных сталей. Цель - обеспечение наиболее полного превращения остаточного аустенита и повышения твердости материалов. [c.629]

Отпуск. Основная цель отпуска инструмента состоит в снятии внутренних напряжений и превращении остаточного аустенита в стали в мартенсит. Режимы отпуска углеродистых и легированных инструментальных сталей приведены в табл. 44. [c.312]

При нагреве ниже Лсз в структуре сохраняется не-превращенный феррит (область pGS, рис. 36), который после закалки будет присутствовать в структуре наряду с мартенситом и снижать твердость закаленной стали. Такая закалка называется неполной. Нагрев выше указанных температур приводит к повышению хрупкости. Чем выше температура нагрева, тем больше растет зерно аустенита и тем крупнее иглы мартенсита, образующиеся при охлаждении стали, что и обусловливает увеличение хрупкости закаленной стали. Оба дефекта (пониженная твердость и повышенная хрупкость) могут быть устранены повторной закалкой от нормальной температуры нагрева. Для инструментальной стали всегда применяют неполную закалку [c.103]

В результате низкого отпуска сталь сохраняет высокую твердость, а иногда твердость повыщается за счет распада остаточного аустенита устраняется закалочная хрупкость. Такой отпуск применяют для режущего инструмента и изделий, которым необходима высокая твердость. Превращение мартенсита закалки в мартенсит отпуска способствует стабилизации размеров детали, что необходимо для измерительного инструмента, изготовляемого из инструментальной стали. Этому инструменту также дают низкий отпуск. [c.120]

Следовательно, для инструмента данного размера нужно выбрать такую сталь, которая закаливается в заданном размере. Прокаливаемость инструментальных сталей в основном зависит ot содержания легирующих в аустените и, следовательно, от его стабильности. Стабильность аустенита хорошо характеризуется критическим временем или скоростью охлаждения (когда еще не начинается превращение аустенита в перлит, в бейннт). [c.72]

Инструментальные стали повышенной прокаливаемости. С увеличением числа легирующих компонентов прокаливаемость стали значительно увеличивается. У сталей с добавками Сг—Ni—Мо—Сг— Ni—Мо—(W)—V аустенитная структура стабильнее, чем у сталей, рассмотренных выше. Как в перлитной, так и в бейнитной областях значительно возрастает ин1субационный период превращения аустенита (рис. 152). Эти стали при закалке можно охлаждать в масле и изотермическим путем (в горячих ваннах). Твердость, получаемая при закалке, зависит от содержания углерода (рис. 153). Имея меньшую твердость, эти стали хорошо сопротивляются в холодном состоянии контактным нагрузкам и являются достаточно вязкими. [c.168]

Стали, содержащие 2% Si, менее вязкие. При твердости HR 45 их ударная вязкость составляет только 30—40 Дж/см . Такие стали обладают повышенной склонностью к обезуглероживанию. Образцы диаметром 50—80 мм из хромисто-, кремниево-, вольфрамованадиевых сталей можно закаливать в масле. Диаграммы превращений стали W5 представлены на рис. 155. Рис. 156 иллюстрирует диаграмму изотермических превращений инструментальной стали W6. Из-за большого содержания углерода инкубационный период превращения аустенита немного возрастает по сравнению с инкубационным периодом стали W5. Диаграммы изотермических превращений с такой формой и расположением областей полиморфных превращений облегчают для этих сталей изотермическую закалку, повышая температуру начала образования мартенсита на 20—30 °С. Превращение аустенита в бейнит происходит примерно за 20— 30 мин. Закаленный изотермическим путем инструмент более вязкий, чем инструмент точно такой же твердости, но после закалКи и отпуска (рис. 157). [c.170]

Для того чтобы количество остаточного аустенита в сталях со значительным содержанием углерода не было слишком велико и вследствие этого не был низким предел упругости, до минимума ограничивают содержание марганца. Именно поэтому прокаливае-мость таких сталей не наилучшая. Характерным примером для этого служат сталь марки W7 с относительно большим (4%) содержанием вольфрама и подобные ей инструментальные стали (рис. 168). С увеличением содержания вольфрама или ванадия инкубационный период превращения аустенита в области низких температур бейнитных превращений возрастает, однако в целях подавления диффузионных процессов все же требуется большая скорость охлаждения. Такие стали пригодны для комбинированной закалки (сначала охлаждение в воде, а затем в масле). Эти инструментальные стали содержат, кроме цементита, карбидные фазы типа МвбС и МеС, которые не растворяются при обычной для закалки температуре 840—880° С. Наличие карбидов наряду с высокоуглеродистым мартенситом придает таким сталям чрезвычайно вы< сокую твердость и износостойкость. Они не склонны к крупнозерни-стости. Следствием наличия карбидов вольфрама и ванадия является также и то, что их устойчивость против отпуска выше, чем у нелегированных или легированных только хромом инструментальных сталей (рис. 169). Вследствие большой твердости их вязкость и предел прочности при изгибе небольшие (о в= 1600-4-2000 Н/мм ). Чем больше содержание вольфрама, тем более хрупкой становится сталь, поэтому наиболее благоприятным является содержание 3— 4% W, В целях уменьшения графитообразования эти стали легируют еще и хромом. [c.178]

У легированных Сг—W—Мп и Сг-W—Si—Мп (W8, W9, ХВСГ и т.д.) сталей под влиянием марганца и кремния все более повышается прокаливаемость. Диаграммы изотермических превращений аустенита для легированных инструментальных сталей представлены на рис. 172. Под влиянием добавок марганца и марганца с кремнием стабильность аустенита все более возрастает. Прутки из легированных Сг—W—Si—Мп инструментальных сталей диаметром 100 мм [c.181]

Инструментальные стали со средним (0,5—0,6%) содержанием углерода и легированные Сг—Ni—Мо—V чаще всего используют для изготовления молотовых и прессовых штампов. Эти стали хорошо прокаливаются. Диаграмма изотермических превращений и диаграмма непрерывных превращений штамповой инструментальной стали марки NK уже были показаны на рис. 118 и 119 соответственно. На этих диаграммах хорошо видно, что в интервале температур перлитных превращений аустенит достаточно устойчив (время превращения составляет 20 мин), но начало бейнитного превращения около 1 мин. В инструментальных сталях, содержащих 3% Ni, вреГ-мя превращения аустенита больше, чем в стали марки NK (см. рис. 152). [c.238]

Аустенитная фаза теплостойких инструментальных сталей с 5% Сг достаточно устойчива в интервале температур между перлитными и бейнитными превращениями. Наличие молибдена увеличивает инкубационный период превращения аустенита в интервале температур перлитных превращений. Это хорошо видно на диаграмме изотермического превращения инструментальной стали марки KI2 (рис. 197, а). Вследствие меньшего содержания углерода в этой стали температура начала мартенситного превращения выше, чем у штам-повых инструментальных сталей (с большим содержанием углерода), предназначенных для холодной деформации, В соответствии с диаграммой непрерывных изотермических превращений (рис. 197, б) в интервале температур бейнитных превращений это превращение ria-чинается раньше, чем перлитное. Время критического охлаждения инструментальной стали марки К12 следующее =340 с, 50 % м -=13 000 с, п = 42 ООО с. Это означает, что эти стали в довольно высокой степени прокаливаются при закалке на воздухе (диаметр изделий 150—200 мм) и в масле (диаметр изделий 400—600 мм). По границам зерен при температуре от 900 до 430° С можно наблюдать опережающее перлитное превращение выделение карбидов. Однако это выделение карбидов, а также образующийся при высоких температурах (свыше 400° С) бей-нит уменьшают вязкость стали. [c.243]

Применяют также закалку в двух средах детали сначала охлаждают до 300—400° С в воде, а затем в масле. Такая закалка носит название прерывистойи применяется в основном для высокоуглеродистой инструментальной стали. Другим видом закалки является ступенчатая закалка, предложенная Д. К. Черновым. При ступенчатой закалке сталь охлаждают ступенями — в двух различных средах. Первой охлаждающей средой являются расплавленные соли или масло, нагретые до температуры на 20—30° выше точки для данной стали. В горячей среде деталям дают кратковременную выдержку (до начала распада аустенита) для выравнивания температуры по всему объему изделий. Ванны, в которых производят охлаждение изделий, имеют постоянную заданную температуру, автоматически регулируемую в узких пределах. После выдержки в горячей среде сталь имеет структуру аустенита. Второй охлаждающей средой является воздух. При охлаждении стали на воздухе происходит превращение аустенита в мартенсит. [c.134]

В структуре закаленной стали, наряду с мартенситом, сохраняется большее или меньшее количество остаточного аустенита. Так, в углеродистой инструментальной стали марки У12 после закалки количество остаточного аустенита составляет 10—25%. Обрабохку холодом применяют, чтобы уменьшить количество остаточного аустенита, т. е. достичь более полного превращения аустенита в мартенсит. После обработки холодом количество остаточного аустенита в стали марки У12 уменьшается по сравнению с закаленной сталью и составляет 5—14%. Так как мартенсит имеет более высокую твердость, чем аустенит, твердость стали после обработки холодом повышается на 3—4 ед. HR , а у некоторых сталей — до 15 ед. HR . Обработке холодом для повышения твердости и красностойкости подвергают в основном стали, предназначенные для изготовления режущих инструментов, в том числе быстрорежущие стали. Наряду с повышением твердости в результате обработки холодом происходит стабилизация размеров изделий, что используют при производстве мерительного инструмента, подшипников и других деталей, стабильность размеров которых с течением времени имеет большое значение. Обработку холодом применяют также для повышения износостойкости деталей (после цементации) и магнитных свойств стали. [c.137]

Неполному отжигу подвергают заэвтектоидную и эв-тектоидную (инструментальные) стали для превращения пластинчатого перлита в зернистый. Заэвтектоидную сталь нагревают до температуры немного выше температуры, соответствующей критической точке Ас1, но ниже Ас (около 780 °С). При нагреве происходит превращение перлита в аустенит, а кристаллы вторичного цемеитг та частично сохраняются, при этом образуется структура, состоящая из вторичного цементита и аустенита. При последующем медленном охлаждении из аустенита образуется серпистая ферритоцемеититиая структура, что способствует повышению вязкости, пластичности С снижению твердости стали. [c.251]

Следует отметить, что сопоставление состава аустенита, экспериментально определяемого при данной температуре, с концентрахщей, соответствующей линии GS равновесной диаграммы, в условиях скоростного нагрева нельзя считать правомерным. Дело в том, что диаграмма состояния характеризует состав сосуществующих при данной температуре фаз для их равновесного количества. При 780°С аустенит в стали 30 будет содержать 0,4 % С, если его количество, в соответствии с диаграммой, достигнет примерно 70 %. В условиях же скоростного нагрева при 780°С появляются, по словам авторов, первые признаки аустенита [3], что связано со смещением в область более высоких температур инструментального начала а -> 7-превращения. По данным В.Н. Гриднева, это должно отвечать примерно 10 % 7-фазы. Таким образом, в данном случае равновесная диаграмма состояния количественно не описывает процесс образования аустенита. При скоростном нагреве одновременно с A i повышается и температура окончания а -> 7-превращения, т.е. смещается вверх и линия GS. Это хорошо видно из рис. 2 при скоростном нагреве а-фаза исчезает при температуре выше 900°С, тогда как равновесное значение Асз для стали 30 800°С. Естественно, что сравнивать состав аустенита, возникшего в таких неравновесных условиях, когдаеговсего 10вместо 70 %, с концентрацией, соответствующей равновесному положению линии GS, нельзя. [c.12]

Влияние температуры отпуска на среднее значение автодеформации по сравнению с исходными размерами закаленных изделий из разных сталей неодинаково. Наибольшая деформация отмечается у высоко-углеродистой стали. Малые деформации свойственны высокохромкс-тым сталям типа Х12. Незначительной (близкой к нулю) деформацией, мало зависящей, по-видимому, от условий отпуска, отличается сталь типа Х5. В некоторых случаях посредством изменения температуры отпуска можно добиться нулевой деформации, иногда на двух уровнях твердости. Общей тенденцией для инструментальных сталей указанных типов являются наименьшие значения относительной деформации после отпуска при температурах в интервале 200— 250° С. При отпуске вблизи 300° С деформация быстро возрастает. Превращение 1% остаточного аустенита в отпущенной стали марки X дает относительное увеличение длины (1,5—3)-10 . [c.218]

Кроме того, упрочнению только в результате дисперсионного твердения подвергаются некоторые ферритные и аустенитные стали и сплавы. Следует отметить, что в упрочнение при термической обработке быстрорежущих и штамповых сталей, испытывающих при закалке мартенситное превращение, образование мартенсита вносит определенный вклад. При последующем высоком отпуске, обеспечивающем дисперсионное твердение, упрочнение в результате мартенсит-ного превращения частично снимается, но мартенситнаи структура стимулирует процесс выделения дисперсных избыточных фаз. То же можно сказать и о мартен-ситно-стареющих сталях. Упрочнение ферритных и аустенитных сталей и сплавов полностью обеспечивается только за счет дисперсионного твердения. В настоящее время применение мартенситио-стареющих, ферритных и аустенитиых сталей и сплавов в качестве инструментальных материалов ограничено, но существует тенденция к расширению их использования. Отличительными признаками этих материалов являются повышенная теплостойкость и небольшое изменение размеров в процессе термической обработки. [c.369]

При высоком содержании углерода в легированном аустените максимальная скорость его превращения обычно соответствует области перлитного превращения (см. рис. 31 и 32). Перлитному превращению может предшествовать выделение избыточных карбидов. Такая кинетика изотермического превращения переохлажденного аустенита характерна для многих инструментальных сталей, например, 9Х, 9ХФ, ХГ, ХВГ, Х12, Х12М, Р12, Р18, Р18Х5 и др. Эти стали сравнительно легко отжигаются как при обычном медленном охлаждении от аустенитного состояния, так и при изотермическом режиме. Скорость охлаждения при отжиге сталей типа X, ХГ, 9Х, ХВГ. Х12, Х12М, Р9, Р18 равна 30° С/ч до температуры 680—700° С и далее на воздухе. Для полу ерия структуры зернистого перлита в этих сталях скорость охлаждения должна быть меньше. В этом случае охлаждение в области температур перлитного превращения должно обеспечить не только распад аустенита на ферритно-карбидную структуру, но и достаточную степень коагуляции [c.310]

Согласно сказанному практически твердость инструментальных сталей зависит не только от содержания углерода в мартенсите, но и от эффективности дисперсионного твердения (см. раздел 3.6), от количества остаточного аустенита и от возможности превращения его в мартенсит (см. раздел 3.6). Таким образом, задаваемая тве 5 дость какой-либо данной стали может быть точно достигнута с помощью термообработки, правильного выбора температуры и продолжительности отпуска. Кроме того, твердость стали зависит от плотности дислокаций твердого раствора (мартенсит, аустенит), ко торая может быть повышена термомеханической обработкой и хо- [c.26]

Структура закаленных сталей в зависимости от состава и условий аустенитизации состоит из тетрагонального мартенсита, непреобра-зовавшегося (остаточного) аустенита и нерастворенных карбидов. В таком состоянии инструментальная сталь весьма хрупка, подвержена большим внутренним напряжениям, вследствие чего непосредственно после закалки не используется. Мартенсит — метастабильная фаза, склонная к превращению в другие, более стабильные фазы. Превращение мартенсита в течение длительного времени (месяц, год) наблюдается и при комнатной температуре однако за практически приемлемое время происходит только при нагреве (отпуске). Поэтому инструменты поле закалки отпускают, нагревают до какой-то невысокой или более высокой температуры и выдерживают. Под действием тепла в структуре закаленных инструментальных сталей Происходят превращения. Для определенной стали характер и величина изменений зависят от температуры отпуска. У нелегированных сталей наблюдаются четыре хорошо различимые стали. В нелегированных и низколегированных инструментальных сталях с 60°С наблюдается первая стадия отпуска (60—150—170° С). Де- [c.104]

При полном отжиге образуется зерно аустенита, размер которого зависит от температуры и продолжительности нагрева. Наименьший размер зерна можно создать при температуре, немн го большей температуры Аз. Поэтому температура полного отжига составляет Лз+(30—50)°С. При полном отжиге в зависимости от состава образуется феррито-перлитная, чисто перлитная или перли-то-цементитная структура. В соответствии с этим в зависимости от размеров детали скорость охлаждения необходимо выбирать на основании диаграмм непрерывных превращений. Время охлаждения от температуры аустенитизации до 500° С должно быть больше, чем критическое время tn. Так как при этом протекает также процесс перекристаллизации и вследствие этого измельчение зерна, то отжиг успешно применяют для термической обработки высоколегированных инструментальных сталей с высоким содержанием углерода даже тогда, когда очень медленное охлаждение требует продолжительного времени. [c.139]

Обработка холодом. В процессе закалки в легированных инструментальных сталях, а также в инструментальных сталях с высоким содержанием углерода наряду с мартенситом всегда присутствует остаточный аустенит. Температура Мк таких сталей значительно ниже комнатной температуры, хотя охлаждение в поопессе закалки продолжается лишь только до температуры помещени5 . Наличие остаточного аустенита не всегда и не в любых количествах является благоприятным, поэтому необходимо создать такие уСловия, при которых становится возможным превращение остаточного аустёнита в мартенсит. Наиболее простой способ, когда инструмент после закалки охлаждают (обрабатывают холодом) до температуры или близкой к ней. [c.143]

У сталей, содержащих 2% Мп и легированных к тому же комбинацией элементов Сг—Мо—W, устойчивость аустенита в интервале температур перлитных превращений все более увеличивается, закаливаемость их на воздухе также большая — достигает диаметра 100—120 мм. Деформаций при закалке минимальные, при этом стойкость к изменению размеров достаточно хорошая. Эти стали содержат 15-т-18% остаточного аустенита, который остается устойчивым при нагреве до температуры 200—300° С (рис. 179). В закаленном состоянии они склонны к образованию трещин при шлифовании. Так как при закалке размерные деформации минимальны, то шлифование можно проводить перед закалкой. Устойчивость этих сталей против отпуска выше, чем у инструментальной стали марки Ml, карбиды МббС наряду, с цементитом встречаются уже в меньших количествах. В сталях с повышенным содержанием углерода из-за наличия в них хрома и молибдена образуется больше карбидов, но они распределяются более равномерно, чем в сталях, содержащих 6—12% Сг. Карбидная сетра встречается не часто даже в изделиях диаметром 100—120 мм. Благодаря наличию в сталях хрома и молибдена их можно подвергать азотированию. [c.185]

В инструментальной стали марки Н23, содержащей 12% Сг, 12% W и 0,3%) С, во время закалки только частично происходит а->у-превращение и образуется немного аустенита. Это так называемые полуферритные стали (см. рис. 9,1). Для растворения карбидов требуется высокая температура 1200—1270° С. Непревращен-ный феррит также остается неизменным и в процессе охлаждения, и только небольшая часть аустенита переходит в мартенсит. Поэтому твердость, получаемая при закалке, невысока (приблизительно HR 40), но в процессе отпуска при 600—700° С вследствие выделения карбидов и интерметаллических соединений она значительно возрастает (см. рис. 218) и при высоких температурах отпуска превышает твердость стали марки W2. Эту сталь используют в первую очередь для форм литья под давлением медных сплавов. [c.279]

Важными параметрами, получаемыми в результате структурных превращений, протекающих при нагреве и охлаждении сталей, являются размер зерна аустенита и наличие остаточного аустенита. Размер зерна аустенита, измеряемый в баллах, определяет прочность инструментальных сталей после их термической обработки и теплостойкость. Так, предел прочности при изгибе стали У8 при балле зерна аустенита 10-11 равен 2000 Н/мм , а при балле 8-10 составляет 1100 Н/мм , при изгибе стали XI2М при балле 10 - 2400 Н/мм , а при балле 9 - 1800 Н/мм при изгибе стали Р6М5 при балле 10-11 - 3500 Н/мм , а при балле 8-9 -2400 Н/мм [c.415]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...