Отпуск сталей быстрорежущих

Отпуск сталей быстрорежущих 353, 354 [c.437]

Как известно, остаточный аустенит может быть устранен путем отпуска закаленной быстрорежущей стали при температуре 550— 570 С. Этот факт был положен в основу изучения влияния температуры и продолжительности отпуска на структуру и твердость быстрорежущей стали, подвергнутой нагреву лазерным излучением. [c.17]

В результате отпуска при такой температуре закаленной обычным способом быстрорежущей стали наблюдается превращение части остаточного аустенита в мартенсит и некоторое повышение твердости. Тот факт, что микротвердость не повышается при отпуске стали, подвергнутой нагреву лазерным излучением, может быть объяснен повышенной устойчивостью остаточного аустенита, в котором полностью растворились все легирующие элементы, входящие в состав стали. [c.17]

Дилатометрическая кривая отпуска высокоуглеродистой быстрорежущей стали показывает, что в этой стали также наблюдается сочетание высоко- и низколегированного аустенита (фиг. 436). [c.243]

В процессе отпуска молибденовых быстрорежущих сталей происходят явления, подобные тем, что имеют место при отпуске быстрорежущих сталей, легированных вольфрамом. [c.221]

Инструментальные стали подвергаются, как правило, закалке и отпуску — низкому для среднелегированных и высокому для высоколегированных, быстрорежущих сталей. Быстрорежущие стали подвергаются в некоторых случаях обработке холодом. [c.204]

Однократный отпуск стали марки Р18 (рис. 54, б) не обеспечивает перевода всего остаточного аустенита в мартенсит. Поэтому для получения наилучших режущих свойств применяют многократный отпуск стали Р18 (чаще всего три отпуска в течение 1 ч каждый, рис. 54, а). Твердость повышается до HR 64. В некоторых случаях возможно применение режима III (рис. 54, в) после каждого отпуска охлаждение проводят при температуре 300° С в течение 3 ч. Обработка быстрорежущей закаленной стали холодом при —80° С, во время которой значительная часть остаточного аустенита переходит в мартенсит, позволяет ограничиться однократным отпуском. После указанной термообработки структура состоит из мартенсита и карбидов. Для повышения режущих свойств инструмент из быстрорежущей стали после отпуска иногда подвергают низкотемпературному цианированию. [c.151]

Их применяют для режущего инструмента в кованом и термически обработанном состоянии. При нагреве под ковку троостит превращается в вязкий аустенит. В процессе ковки скелетообразные карбиды ледебурита дробятся. После закалки и многоступенчатого отпуска структура быстрорежущей стали состоит из высоколегированного мартенсита, в котором находятся мелкораздробленные карбиды (рис. 102, б). Легирующие элементы сильно за- [c.189]

Сравнить устойчивость против отпуска (теплостойкость) быстрорежущей стали Р12 и углеродистой стали У10. [c.288]

Л 211. Сравнить устойчивость против отпуска (красностойкость) быстрорежущей стали Р18 и углеродистой стали УЮА. [c.310]

Совершенно особое место среди инструментальных легированных сталей занимают быстрорежущие. Замечательная особенность этих сталей состоит в их высокой тепловой стойкости (теплостойкости). Под тепловой стойкостью понимается сохранение закаленной сталью твердости при повышенных температурах. Нагрев инструмента в работе вызывает самопроизвольный отпуск стали и, как следствие, потерю твердости. Инструменты, изготовленные из инструментальных углеродистых сталей, сохраняют свою теплостойкость до температур около 200°. При нагреве инструмента выше этой температуры происходит значительное понижение твердости стали. Инструмент утрачивает свои режущие свойства, садится , и дальнейшая обработка им становится невозможной. [c.23]

После отпуска структура быстрорежущей стали состоит из мартенсита, карбидов и остаточного аустенита (1—3%), твердость 62—64 HR . [c.157]

Лучший режим отпуска для быстрорежущих сталей — трехкратный с выдержкой по 1 ч. Если закалка инструмента проведена при нормальных условиях, превращение остаточного аустенита завершается в течение первых двух отпусков, а в процессе третьего отпуска происходит снятие напряжений во вновь образовавшемся мартенсите. После каждого отпуска охлаждение инструмента до температуры 20 С обязательно. Рекомендуемые режимы отпуска быстрорежущих сталей приведены в табл. 105. [c.192]

Наложение ультразвукового поля при процессах отпуска сталей марок У8, 50 и др. показало повышение твердости конструкционных сталей, особенно при среднем отпуске. Нами изучалось влияние ультразвука на закалку и отпуск быстрорежущих сталей. Даже при кратковременном воздействии ультразвука (15 мин) при закалке и отпуске быстрорежущих сталей марок Р18 и Р9 было отмечено повышение твердости, уменьшение количества остаточного аустенита и рост красностойкости этих сталей. Длительность процесса отпуска стали под влиянием ультразвука сокращается появляется возможность замены трехкратного отпуска быстрорежущей стали однократным с получением одинаковых или даже более высоких свойств. Очевидно, влияние ультразвука связано с облегчением [c.221]

Однократный отпуск стали марки Р18 не обеспечивает перевода всего остаточного аустенита в мартенсит. Поэтому для получения наилучших режущих свойств применяют многократный отпуск стали Р18 (обычно три отпуска в течение 1 ч каждый). Обработка быстрорежущей закаленной стали холодом при —80°С, во время которой значительная часть остаточного аустенита переходит в мартенсит, позволяет ограничиться двумя отпусками стали при 560 С. [c.96]

Для определения качества инструмента контролируют твердость микроструктуру или макроструктуру (излом), теплостойкость (красностойкость) и качество отпуска (для быстрорежущей стали), наружные дефекты (оплавление, разъедание, трещины и сколы) и отклонение от прямолинейности (биение или кривизну). [c.266]

При сверлении затупившееся сверло очень быстро нагревается. При небрежном обращении сверло из быстрорежущей стали (Р9, Р18 и др.) может нагреться настолько, что произойдет отпуск стали и сверло станет негодным для работы (пережог сверла). При сверлении даже не очень твердых материалов на работающее тупое сверло требуется повышенное осевое давление, чтобы оно врезалось в металл. При сверлении текстолита и гетинакса происходит повышение нагревания сверла и легко может образоваться пережог сверла. [c.87]

Необходимую высокую твердость стали типа XI2 можно получить, закаливая ее от высоких температур (1,150°С) в масле и получая, следовательно, большое количество остаточного аустенита, а затем путем обработки холодом и отпуска добиваться разложения остаточного аустенита и получать высокую твердость (>HR 60). Такой метод обработки на так называемую вторичную твердость, применяемый для быстрорежущей стали, принят и при обработке высокохромистых сталей. Но чаще сталь типа Х12 закаливают с температур, дающих наибольшую твердость после закалки (от 1050—1075°С) и последующего низкого отпуска (при 150— 180°С). Твердость в обоих случаях одинаковая (HR 61—63), но в первом случае сталь обладает более высокой красностойкостью, а во втором — большей прочностью. [c.436]

Рис. 16. Зависимости твердости и содержания остаточного аустенита закаленных быстрорежущих сталей от температуры трехкратного отпуска / — сталь Р18 2 —сталь Р9 Л—сталь Р9Ф5 4 — сталь Р9К5

При отпуске стали, закалённой на максимальную твёрдость с температур 1СЮ0° и ниже, наблюдается постепенное понижение твёрдости по мере повышения температуры отпуска (как при отпуске инструментальной углеродистой стали). При отпуске же стали, закалённой с температуры выше 1(Ю0° (до 1175°), появляется вторичная твёрдость (как при отпуске быстрорежущей стали). Максимум вторичной твёрдости стали зависит от температуры закалки и от времени выдержки при отпуске. Чем выше температура закалки, тем выше должна быть температура отпуска, и чем длительнее время отпуска, тем ниже должна быть температура отпуска. С повышением температуры закалки интервал температур отпуска на максимальную твёрдость сильно суживается. Максимальная вторичная твёрдость стали Х12 несколько ниже вторичной твёрдости быстрорежущей стали. [c.452]

При отпуске в быстрорежущей стали протекают два процесса. Первый происходит при ее нагреве и выдержке при температуре отпуска и заключается в выделении из остаточного аустенита карбидов в измельченном состоянии. Вследствие этого аустенит становится менее легированным,что облегчает его превращение в мартенсит. При втором процессе, протекающем при 200-100 °С (т. е. при охлаждении стали), аустенит превращается в мартенсит. В процессе отпуска снимаются внутренние напряжения, полученные сталью при закалке. После отпуска структура стали состоит из мелкоигольчатого мартенсита и карбидов. Твердость составляет 62-65 HR g. [c.208]

МгС Wj Moj Гексагональная. Для Wj а = 2,992 А, с = 4,722 А, Для М02С а = 3,003 А с = 4,729 А 17,2 для Wj 9,06 для М02С 1450—1480 Основная фаза упрочнитель теплостойких инструментальных сталей (быстрорежущих н штам-повых). Выделяется при отпуске в интервале температур 400—600° С. Фаза не стабильна при повышенных температурах отпуска 650—700° С превращается в стабильный карбид МвС [c.373]

При обработке холодом до температуры —70° С довольно интенсивно продолжается мартенситное превращение, повышается твердость стали, но не изменяется состав твердого раствора и таким образом не изменяется теплостойкость. При этом образуется более равномерная структура стали, что в отдельных случаях оказывает благоприятное влияние на прочностную стойкость инструментов. Однако не следует забывать об отпуске после обработки холодом. Во Время отпуска закаленной быстрорежущей стали при низких температурах (150—350° С), таких же, как у эвтектоидных и доэвтекто-идных инструментальных сталей, начинается распад мартенсита, уменьшается содержание растворенного углерода (см. табл. 84), выделяются карбиды МвзС, уменьшаются искаженность кристаллической решетки мартенсита, внутренние напряжения и удельный объем, происходит снижение твердости на HR 3—6. Изменение твердости быстрорежущей стали R6, закаленной от различных температурах нагрева, в зависимости от температуры отпуска представлено на рис. 191. Для сравнения на рисунке показаны кривые отпуска ледебуритной инструментальной стали с 12% Сг (сталь марки К1) и эвтектоидной инструментальной стали S81. На первом и втором участках характер кривой быстрорежущей стали подобен характеру кривых нелегированной инструментальной стали, При дальнейшем увеличении температуры отпуска в быстрорежущих сталях в интервале температур 450—600° С при дальнейшем распаде твердого раствора уменьшение твердости сменяет значительное ее увеличение (рис. 192). Увеличение твердости данных быстрорежущих сталей тем больше, чем выше была температура нагрева при закалке или же чем больше легирующих компонентов растворилось в аустените. Этот процесс можно ясно наблюдать на кривых отпуска быстрорежущих сталей R6 (см. рис. 191) и RIO (рис. 193). Сначала вместо цементита появляются со все более увеличивающимся Содержанием легирующих компонентов карбиды Ме С (содержание углерода в мартенсите при 400°С не снижается), затем появляются собственные карбиды легирующих компонентов и сложные карбиды. [c.215]

Обработка в атмосфере водяного пара. Процесс обработки паром быстрорежущих инструментов заключается в предварительной промывке инструмента при температуре около 70° С следующим ссставом на литр раствора от 20 до 40 г соды Naa Oj, от 20 до 40 г каустической соды NaOH и от 20 до 40 г тринатрий-фосфата NagP04. Затем промытый горячей водой инструмент загружается в электропечь с герметическим затвором (можно использовать печи для отпуска инструмента). Сначала температура медленно поднимается до 340—380° С и выдерживается в течение 15—30 мин до полного прогрева затем печь продувается водяным паром и при повышенной до 540—560° С температуре инструмент выдерживается до 30—40 мин затем охлажденный до 50—70° С инструмент опускают в подогретое минеральное масло. После обработки паром и погружения в масло на инструменте образуется тонкая, 0,05 мм, черная пленка окислов, а так как процесс происходит по существу при температуре дополнительного отпуска для быстрорежущей стали, то инструмент получает повышенную среднюю стойкость (конечно, если он был правильно закален). В процессе обработки паром не может быть исправлена плохая термическая обработка инструмента. [c.497]

Лучший режим отпуска для быстрорежущих сталей— трехкратный с выдержкой по 1 часу. Если закалка инструмента проведена при нормальных условиях, то превращение остаточного аустенита заверщается в течение первых двух отпусков, а в процессе третьего отпуска происходит снятие напряжений во вновь образо- [c.313]

Наличие ванадия в быстрорежущей стали способствует повышению ее качественных показателей. При малом содержании (не более 0,8%) ванадий присутствует в сложном карбиде вольфрама (FejVv 2Q, не образуя самостоятельного карбида. По мере повышения содержания ванадия (начиная с 1 %) образуется уже самостоятельный карбид ванадия V , который выделяется из мартенсита при отпуске стали. Этот карбид значительно тверже сложного карбида вольфрама (примерно на 35—40%) и обладает большой дисперсностью. Ванадий замедляет процесс коагуляции при растворении его в карбидах вольфрама (и молибдена), способствует повышению растворения карбидов вольфрама (и молибдена) в аустените. С увеличением содержания ванадия повышаются твердость, износоустойчивость и красностойкость быстрорежущей стали. Это послужило причиной получения стали Р9, у которой уменьшение вольфрама компенсировано соответствующим повышением ванадия без особого ухудшения качественных ее показателей по сравнению со сталью Р18. [c.36]

Термическая обработка инструмента из быстрорежущей стали представляет собой закалку и трехкратный отпуск. Закаливают быстрорежущую сталь с высокой температуры (для стали Р18 — 1260 1300°С, для Р9—1220-м260°С) для того, чтобы обеспечить повышенную легированность аустенита, а после закалки — мартенсита. [c.118]

При слишком высо1чой температуре отпуска твердость быстрорежущей стали падает, а структура получается т юоститной. При этом на темном фоне троостита отпуска резко выделяются светлые карбиды (фиг. 235, в). При слишком низкой температуре отпуска [c.346]

Каждый студент, получив образец, отожженный при 860°, производит закалку, обработку холодом и отпусж в соответствии с описанными выше режимами и правилами термической обработки быстрорежущей стали. Сталь Р9 склонна к перегреву, поэтому лри нагреве ее под закалку следует тщательно контролировать температуру. Определение твердости на приборе Роквелла производится после закалки, а также после обработки холодом и после отпуска стали. Твердость образца после окончательной обработки должна быть не меньше HR 62. [c.199]

Темнотравящийся слой представляет собой дисперсную фер-рито-карбидную смесь. Она возникает в области меньшего теплового воздействия и является продуктом отпуска. Твердость быстрорежущей стали снижается до HR 55—58. Образование непосредственно на поверхности темнотравящейся зоны пониженной твердости недопустимо, так как при этом не только снижается износостойкость инструмента, но и возможно налипание обрабатываемого металла на инструмент. [c.95]

Красностойкость быстрорежущая сталь приобретает только после закалки и высокого отпуска. Нагрев для закалки простого инструмента из стали марки Р18 ведется вплоть до температур начала оплавления (1290—1310°) для фасонного инструмента температура закалки снижается до 1270—1280°. Сталь марки Р9 закаливается с температуры 1250—1270° повышение температуры выше 1270° ведет к перегреву вследствие растворения карбида. Выбор высокой температуры закалки быстрорежущей стали вызван стремлением перевести легирующие элементы в раствор аустенита (а следовательно, и мартенсита) для получения вторичной твердости. При высокой температуре нагрева твердость сразу после закалки несколько снижается, так как в структуре сохраняется остаточный аустенит, содержание которого доходит до 30% (фиг. 131). Однако дальнейший высокий отпуск повышает твердость до 62 / с и выше (вторичная твердость). На фиг. 132 приведены кривые изменения твердости при отпуске стали марки Р18, закаленной с нормальной температуры 1280° и о температур 1150 и 950°. Твердость стали, закаленной с температуры 1150°, получается максимальной в закаленном состоянии и резко снижается с повышением температуры отпу- Ka, тогда как твердость стали, закаленной с температуры 1280°, достигает максимального значения (62—64 R ) при температурах отпуска 560—580°. Падение твердости при отпуске после закалки с невысокой температуры объясняется малой легированностью мартенсита, так как значительное количество легирующих элементов и углерод остались в карбидах и не перешли в paqrBop аустенита. Следует заметить, что и закалка стали марки Р18 с высокой температуры не переводит в раствор аустенита до 15—20% карбидов, в том числе карбидов эвтектического типа. [c.244]

Установлено, что красностойкость быстрорежущей стали типа Р18 и Р9 зависит не только от химического состава, режима закалки и отпуска стали, но и от качества ее предварительного отжига, выполняемого на металлургических заводах. Излишне длительный отжиг (продолжительностью более 20 ч) особенно если он выполняется с нагревом до температуры выше 840н-860° С понижает красностойкость стали. . [c.25]

Рассмотренные данные показывают, что при протягивании жаропрочных и титановых сплавов износ зубьев инструмента мало зависит от тепловых явлений, сопровождающих процесс резания. Это подтверждается заводской практикой использования протяжек из легированной стали ХВГ для выполнения малоответственных операций протягивания пазов в деталях из жаропрочной стали ЭИ481. Температура отпуска стали ХВГ находится в пределах 220—240° С. В тоже время изготовленные из этой стали протяжки при обработке указанного материала не уступают в стойкости протяжкам из быстрорежущей стали P18, [c.370]

Задача Жз 228. Сравнить устойчивость против отпуска (красностойкость) быстрорежущей высоковольфрамовой стали марки Р18 и углеродистой инструментальной стали марки УЮ. [c.275]

Задача Жз 238. Определить оптимальную температуру отпуска высоковольфрамовой быстрорежущей стали марки Р18. [c.277]

При необходимости проводить нагрев в печи до более высокой температуры (например, нагрев под закалку нержавеющих или быстрорежущих сталей) время нагрева сокращается, так как интенсивность нагрева лучеиспусканием быстро возрастает с повышением температуры. Наоборот, нагрев в печи до температур ниже 800—ЭООХ, например нагрев под отпуск, протекает значительно медленнее и тем [c.288]

При нагреве закаленной быстрорежущей стали до 500— 550°С никаких существенных изменений не происходит нагрев же до более высокой температуры (560—600°С) вызывает выделение из него карбидов, и при последующем охлаждении происходит превращение его в мартенсит. Правда, это превращение Ихтет не до конца, но если операцию отпуска при 560— 580°С повторить несколько раз, то может быть достигнуто пол- [c.427]

Энциклопедия по машиностроению XXL

Оборудование, материаловедение, механика и ...