SU1763510A1 - Сталь - Google Patents
Сталь Download PDFInfo
- Publication number
- SU1763510A1 SU1763510A1 SU904900634A SU4900634A SU1763510A1 SU 1763510 A1 SU1763510 A1 SU 1763510A1 SU 904900634 A SU904900634 A SU 904900634A SU 4900634 A SU4900634 A SU 4900634A SU 1763510 A1 SU1763510 A1 SU 1763510A1
- Authority
- SU
- USSR - Soviet Union
- Prior art keywords
- steel
- tantalum
- temperature
- niobium
- rhenium
- Prior art date
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
Изобретение относитс к металлургии, в частности к стали, котора может быть использована дл изготовлени штампов диаметром до 225 мм, высотой 300 мм гор чего деформировани , имеющих разогрев рабочей поверхности до 470°С, дл прессовани деталей типа конуса из высокопроч- нов зкой стали. Предлагаема сталь содержит, мае, %: 0,44-0,65 углерода, 0,17- 0,37 кремни , 0,7-1,0 марганце, 0,7-1,2 хрома , 0,9-1,5 никел , 0,25-0,40 молибдена, 0,20-0,34 меди, 0,40-0,60 тантала, 0,16-0,22 ниоби , 0,10-0,17 карбидов цери , 0,07- 0,14 дисилицидов тантала, 1,22-1,95 рени , 0,04-0,06 талли , 0,08-0,14 иттерби , 0,05- 0,11 натри , железо - остальное, при условии , что суммарное содержание иттери и талли должно составл ть 0,11-0,18, а отношение суммарного содержани молибдена, тантала, ниоби , рени к содержанию углерода должно составл ть 3,75-6,29. Механо- технологические свойства предлагаемой стали: высокие уровни при температуре испытани 470°С твердости, работы зарождени трещины, предела текучести при сжатии, а также высокие уровни после действи циклических нагрузок сжати при температуре 470°С термической усталости, релаксационной стойкости, износостойкости превышают механико-технологические свойства ранее известных инструментальных сталей. 2 з.п. ф-лы. СО с
Description
Изобретение относитс к области металлургии , в частности к области производства сталей, которые могут быть использованы дл изготовлени штампов диаметром до 225 мм и высотой 300 мм гор чего деформировани , имеющий разогрев рабочей поверхности до 470°С дл прессовани деталей типа конуса из высокопрочнов зкой стали. Известна сталь.содержаща , мае. %:
Углерод0,15-0,45
Кремний 2,0
Марганец 2,0
Хром2,6-4,5
Молибден0,5-3,5
один или несколько элементов из следующих:
Ванадий0,01-2,0
Вольфрам
Титан
Цирконий
Ниобий
а также один или следующих:
Никель
Кобальт
Медь меньше
Бор
0,01-4,0 0,001-0,5 0,001-0,5 0,001-0,5 несколько элементов из
0,25-1,0 0,05-4,0 3,0 0,0005-0,010
vj Os СО СЛ
О
и (или) один или несколько элементов из следующих
Кальций
Редкоземельные
металлы
Железо
0,0005-0,010 и
0,0005-0,20 Остальное
(см. за вку № 57-23048, Япони , за влена 14.07.80 г., Кл. МКИ С 22 С 38/20: реферат стали опубликован в реферативном журнале Металлурги , 15И, Металловедение и термическа обработка, № 1, 1983 г., М.: ВИНИТИ, с. 150, 1И822П).
Эта сталь может быть использована дл изготовлени штампов диаметром до 225 мм и высотой 300 мм гор чего деформировани , имеющий разогрев рабочей поверхности до 470°С дл прессовани деталей типа конуса из высокопрочнов зкой стали, т.к. композици по углероду и легирующим элементам может обеспечить при температуре испытани 470°С удовлетворительным уровн ми работы зарождени трещины, предела текучести при сжатии,а также может обеспечить после действи циклических нагрузок сжати при температуре 470°С высокими уровн ми термической усталости . Однако на таком широком диапазоне содержани углерода и легирующих элементов обнаруживаютс р д составов, которые в одном случае будут иметь низкие значени при температуре 470°С твердости, предела текучести при сжатии,а также низкой износостойкостью после действи при температуре 470°С циклических нагрузок сжати ; в другом - недостаточные уровни работы зарождени трещины, термической усталости после действи при температуре 470°С циклических нагрузок сжати а также низкой релаксационной стойкостью после действи при температуре 470°С циклических нагрузок сжати . Из-за низкой в зкости при температуре испытани 470°С и низкой износостойкости после действи при 470°С циклических нагрузок сжати происходит интенсивный износ гравюры инструмента результате чего детали получаютс бракованными с отклонени ми по размерам: из-за низкого предела текучести при сжатии при температуре 470°С и низкой релаксационной стойкости после действи циклических нагрузок сжати при температуре 470°С происходит потер геометрических размеров инструмента результате чего детали получаютс бракованными с отклонени ми по размерам. Из-за низких значений работы зарождени трещины, низкой термической усталости после действи при температуре 470°С циклических нагрузок сжати инструмент выходит из стро по причине разрушени , что отрицательно сказываетс на производительности пресса. Поэтому данна сталь может найти только ограниченное применение в машиностроении.
Известна сталь, содержаща , мае. %:
Углерод Кремний Марганец Хром
Никель
Молибден Медь Тантал Ниобий
0 Железо
0,5-0,6
0,15-0,35
0,5-0,8
0,5-0,8
1,4-1,8
0,15-0,30
0,01-0,30
0,05-0,50
0,05-0,30
Остальное
Эта сталь обладает удовлетворительной закаливаемостью, работой зарождени трещины и поэтому может быть использована дл изготовлени штампов диаметром до
225 мм высотой 300 мм гор чего деформировани , имеющий разогрев рабочей поверхности до 470°С дл прессовани деталей типа конуса. Однако эта сталь после действи при температуре 470°С циклических нагрузок сжати имеет низкие уровни релаксационной стойкости, термической усталости , что в совокупности отрицательно сказываетс на эксплуатационной стойкости инструмента: инструмент преждевременно соответственно выходит из стро по причине потери геометрических размеров либо по разрушению. Кроме того, данна сталь имеет низкий предел текучести при сжатии, а также низкую после действи при
температуре 470°С циклических нагрузок сжати износостойкость, что в совокупности отрицательно вли ет на изменение геометрических размеров инструмента, в результате чего прессование детали получаютс бракованными с отклонени ми по размерам . Поэтому ее применение ограничено дл штампов диаметром до 225 мм высотой 300 мм гор чего деформировани имеющий разогрев рабочей поверхности до 470°С дл
прессовани деталей типа конуса из высокопрочнов зкой стали. Целью насто щего изобретени вл етс устранение указанных недостатков. В основу изобретени поставлена задача создать, сталь с таким
составом вход щих в нее компонентов и их соотношением, которые обеспечивали бы ей при сохранении на достаточно высоких уровн х после действи при температуре 470°С циклических нагрузок сжати релаксационной стойкости, термической усталости , износостойкости, высокие уровни при температуре испытани 470°С твердости, работы зарождени трещины, предела текучести при сжатии по сравнению со стал ми
аналогичного назначени . Дл достижени указаннной цели в сталь, в состав которой вход т углерод, кремний, марганец, хром, никель, молибден, медь, тантал, ниобий, железо , согласно изобретению, дополнительно ввод т карбиды цери , дисилициды
тантала, рений, таллий, иттербий, натрий (физическое состо ние их - твердое), при этом названные ингредиенты должны быть в ней в следующих соотношени х, мае. %: Углерод0,44-0,65
Кремний0,17-0,37
Марганец0,7-1,0
Хром0,7-1,2
Никель0,9-1,5
Молибден0,25-0,40
Медь0,20-0,34
Тантал0,40-0,60
Ниобий0,16-0,22
Карбиды цери 0,10-0,17
Дисилициды тантала 0,07-0,14
Рений1,22-1,96
Таллий0,04-0,06
Иттербий0,05-0,14
Натрий0,05-0,11
Железоостальное,
при условии, что суммарное (в мае. %) иттерби и талли должно составл ть 0,11-0,18, а также отношение суммарного содержани молибдена , тантала, ниоби , рени , к содержанию углерода должно составл ть 3,75-6,29.
Предлагаема сталь отличаетс от известной:
1. Дополнительным содержанием карбидов цери от 0,10 до 0,17 мае %.Карбиды цери , введенные в указанных количествах обеспечивают в стали при литье при повышенных температурах 1590-1890°С равномерное распределение карбидов цери , которые вл ютс зародышами дл дальнейшего выделени дисперсных карбидов хрома, молибдена, тантала, ниоби , рени и получени в последующем после ковки и термической обработки структуры с равномерным распределением дисперсных карбидов , что в итоге повышает твердость при температуре 470°С и повышает после действи при 470°С циклических нагрузок сжати износостойкость. Уменьшение содержани карбидов цери менее 0,10 вес. % снижает их эффективность в стали по измельчению карби- дов хрома, молибдена, тантала, ниоби , рени и равномерность их распределени в стали, что отрицательно сказываетс на снижении твердости при температуре испытани 470°С и на снижении после деист- ви при 470°С циклических нагрузок сжати износостойкости.
Увеличение содержани карбидов цери более 0,17 мае. % приводит в стали к крупным скоплени м карбидов цери и вследствие этого к образованию неравномерного распределени карбидов хрома, молибдена, тантала, ниоби , рени , которые слабо св заны с матрицей и быстро выкрашиваютс , что отрицательно сказываетс на снижении последействи при 470°С циклических нагрузок сжати износостойкости . Кроме того, из-за крупных скоплений карбидов цери , при содержании в стали карбидов цери более 0,17 мае. % и вследствие этого образовавшихс с неравномерным распределением карбидов хрома, молибдена, тантала, ниоби , рени снижаетс предел текучести при сжатии.
2. Дополнительным содержанием ди- силицидов тантала в пределах от 0,07 до 0,14 мае. %. Дисилициды тантала, введенные в указанных количествах создают в стали инертные со слабой реакционной способностью к коагул ции при эксплуатации стали в режиме циклического нагруже- ни сжати при температуре 470°С дисперсные упрочн ющие частицы а также придает стали комбинированное кар- бидносилицидноинтерметаллидное упрочнение, что в совокупности приводит к повышению после действи при 470°С циклических нагрузок сжати релаксационной стойкости и приводит к повышению предела текучести при сжатии при температуре 470°С. Уменьшение содержани дисилици- дов тантала менее 0,07 мае. % уменьшает в стали количество инертных со слабой реакционной способностью в коагул ции при эксплуатации стали в режиме циклического нагружени сжати при температуре 470°С дисперсных упрочн ющих частиц и снижает эффект комбинированного карбидносили- цидноинтерметаллидного упрочнени , что приводит к снижению предела текучести при сжати при 470°С и снижению после действи при температуре 470°С циклических нагрузок сжати релаксационной стойкости . Увеличение содержани дисилицидов тантала более 0,14 мае. % приводит к образованию сложных молибденотанталонио- бийсилицидных окислов в виде хрупких окислов, пленок по границам зерен, в результате чего снижаетс работа зарождени трещины и снижаетс после действи циклических нагрузок сжати при температуре 470°С термической усталости.
З.-Дополнительным содержанием рени от 1,22 до 1,96 мае %. Рений, введенный в указанном количестве, образует стойкие к коагул ции при эксплуатации стали в режиме циклического нагружени сжати при температуре 470°С мелкодисперсные карбиды рени , что приводит к повышению при температуре 470°С твердости, предела текучести при сжатии и повышению после действи циклических нагрузок сжати износостойкости . Уменьшение содержани рени менее 1,22 мае. % приводит к небольшому количеству мелкодисперсных стойких
к коагул ции при эксплуатации стали в режиме циклического нагружени сжати при температуре 470°С мелкодисперсных карбидов рени , что отрицательно сказываетс на снижении при температуре 470°С твер- дости, предела текучести при сжатии, а также приводит к снижению после действи циклических нагрузок сжати при 470°С износостойкости . Увеличение содержани рени более 1,96 мае. % приводит к крупным скоплени м карбидных фаз и образованию карбидной неоднородности, что в итоге отрицательно сказываетс на снижении работы зарождени трещины и на снижении способности сохран ть последействи цик- лических на грузок сжати при470°С высокой износостойкости. Кроме того, увеличение содержани рени более 1,96 мае. % приводит к перелегированию стали;из-за чего образуетс повышенное количество остаточного аустенита, привод щий к снижению при температуре испытани 470°С твердости.
4. Дополнительным содержанием иттерби от 0,05 до 0,14 мае. %. Иттербий, введенный в указанном количестве измен - ет природу, форму и распределение сульфидных включений: сульфидные включени станов тс более тугоплавкими и глобул рными: границы зерен очищаютс от сульфидных включений не только по границам, но и в теле зерен. Все это в совокупности повышает работу зарождени трещины. Кроме того, иттербий, введенный в указанном количестве, образует сложные окислы иттерби с хромом, марганцем, ниобием ти- па шпинели, что повышает после действи циклических нагрузок сжати при 470°С термическую усталость. Уменьшение содержани иттерби менее 0,05 мае. % неэффективно , т.к. снижение содержани иттерби уменьшает его роль как глобул ризатора сульфидных включений: незначительно очищает зерна от сульфидных включений как по границам, так и по телу зерен, уменьшает количество сложных окислов иттерби с хромом, марганцем, ниобием типа шпинели , что приводит соответственно к снижению работы зарождени трещины и снижению после действи при 470°С циклических нагрузок сжати термической уста- лости. Увеличение содержани иттерби более 0,14 мае. % также нежелательно, т.к. будет иметь место загр знение металла сложными многофазными включени ми, при этом за счет увеличени остаточного иттерби в расплаве заметно возрастает склонность стали к повторному окислению и загр зненность стали неметаллическими включени ми увеличиваетс , в результате чего снижаетс работа зарождени трещины , а также снижаетс после действи при 470°С циклических нагрузок сжати термическа усталость.
5.Дополнительным содержанием талли от 0,04 до 0,06 мае. %. Таллий, введенный в указанном количестве; усиливает общую десульфурацию стали, уплотн ет структуру вблизи зерен, очища границы зерен от обогащени фосфором и карбидного выделени , что в совокупности положительно сказываетс на повышении работы зарождени трещины и на повышении после действи циклических нагрузок сжати при 470°С релаксационной стойкости. Уменьшение содержани талли менее 0,04 мае. % неэффективно, т.к. снижение содержани талли повышает рыхлость структуры вблизи зерен, не очищает границы зерен от обогащени фосфором и карбидных выделений, что отрицательно вли ет на снижение работы зарождени трещины и на снижении после действи циклических нагрузок сжати при температуре 470°С релаксационной стойкости. Увеличение содержани талли более 0,06 мае. % также нежелательно, т.к. будет иметь место загр знение металла сложными многофазными включени ми талли . Кроме того, при увеличении содержани талли более 0,06 мае. % происходит увеличение остаточного талли в расплаве, в результате чего возрастает склонность стали к повторному окислению и загр зненность стали окислами талли увеличиваетс : все это в совокупности приводит к снижению работы зарождени трещины и снижению после действи циклических нагрузок сжати при температуре 470°С релаксационной стойкости.
6.Дополнительным содержанием натри от 0,05 до 0,11 мае. %. Натрий, введенный в указанном количестве,образует низкоплавкие комплексные эвтектоиды типа x(Na20) у(МпО) z(Cu20);KOTOpbie выполн ют роль смазки при эксплуатации стали, имещий разогрев рабочей поверхности до 470°С, что положительно сказываетс на повышении после действи при 470°С циклических нагрузок сжати износостойкости , термической усталости. Уменьшение содержани натри менее 0,05 мае. % приводит к образованию в небольших количествах низкоплавких комплексных эвтектоидов типа x(Na20) у(МпО) z(Cu20), которые недостаточно выполн ют роль смазки при экс- плуатации стали, имеющий разогрев рабочей поверхности до температуры 470°С, что отрицательно сказываетс на снижении после действи циклических нагрузок сжати при температуре 470°С износостойкости , термической усталости. Увеличение содержани натри более 0,11 мае. % также нежелательно, т.к. будет иметь место загр знение металла в большом количестве легкоплавкими комплексными эвтектоида- ми типа x(Na20) у(МпО) z(Cu20), в результате чего снижаетс при температуре 470°С предел текучести при сжатии, а также снижаетс после действи циклических нагрузок сжати при 470°С релаксационна стойкость.
7.Суммарное содержание талли и ит терби в стали должно составл ть 0,11-0,18 мае. %. При этом содержание в стали талли и иттерби должно быть в пределах состава за вл емой стали, т.е. талли в пределах 0,04-0,06 мае. %, иттерби в пределах 0,05- 0,14 мае. %. Суммарное содержание талли и иттерби в пределах 0,11-0,18 мае. % обеспечивает образование равновесных сфероидальных с кругленными гран ми карбидов хрома, молибдена, тантала, ниоби с преимущественным распределением карбидов хрома, молибдена, тантала, ниоби и карбонитридных частиц тантала, ниоби по телу зерен, в результате чего повышаетс после действи при 470°С циклических нагрузок сжати термическа усталость, релаксационна стойкость. Суммарное содержание в стали талли и иттерби менее 0,11 мае. % приводит к образованию в небольших количествах равновесных сфероидальных с кругленными гран ми карбидов хрома, молибдена, тантала, ниоби с исчезновением преимущественного распределени карбидов хрома, молибдена, тантала, ниоби и карбонитридных частиц тантала, ниоби по телу зерен, в результате чего снижаетс после действи при 470°С циклических нагрузок сжати термическа усталость, релаксационна стойкость. Суммарное содержание в стали талли и иттерби более 0,18 мае. % приводит к увеличению в расплаве остаточного талли и иттерби , в результате чего возрастает склонность стали к повторному окислению и загр зненность границ зерен стали окислами талли и иттерби увеличиваетс : все это в совокупности приводит к снижению после действи циклических нагрузок сжати при 470°С термической усталости, релаксационной стойкости,
8.Содержание молибдена, тантала, ниоби , рени , углерода в стали должно отвечать отношению суммарного содержани молибдена, тантала, ниоби , рени к содержанию углерода 3,75-6,29. При этом содержание в стали молибдена, тантала, ниоби , рени , углерода должно быть в пределах состава за вл емой стали, т.е. молибдена в
пределах 0,25-0,40 мае. %, тантала в пределах 0,40-0,60 мае. %, ниоби в пределах 0,16-0,22 мае. %, рени в пределах 1,22- 0,96 мае. %, углерода в пределах 0,44-0,65
мас.%. Отношение суммарного содержани молибдена, тантала, ниоби , рени - к содержанию углерода в пределах 3,75-6,29 обеспечивает высокое обогащение мартенсита углеродом, в результате чего повышаетс
0 при 470°С твердость, предел текучести при сжатии. Отношение суммарного содержани молибдена, тантала, ниоби , рени к содержанию углерода менее 3,75 приводит к переобогащению мартенсита углеродом,
5 из-за чего образуетс большое количество остаточного аустенита, что отрицательно сказываетс на снижении при 470°С твердости , предела текучести при сжатии. Отношение суммарного содержани молибдена,
0 тантала, ниоби , рени к содержанию углерода более 6,29 приводит к снижению степени обогащени мартенсита углеродом, в результате чего снижаетс при температуре испытани 470°С твердость и предел теку5 чести при сжатии. Кроме того, отношение суммарного содержани молибдена, тантала , ниоби , рени к содержанию углерода более 6,29 приводит к крупным скоплени м по границам зерен карбидов молибдена,
0 тантала, ниоби , рени , а также карбонит- ридов тантала, ниоби , в результате чего снижаетс после действи циклических нагрузок сжати при 470°С релаксационна стойкость. Приведенное содержание угле5 рода (0,44-0,65 мае. %) обеспечивает стали высокие уровни при температуре 470°С твердости, предела текучести при сжатии. Указанное содержание кремни (0,17-0,37 мае. %) обеспечивает стали полное раскис0 ление и получение плотной отливки, а также повышение термической усталости после действи циклических нагрузок сжати при 470°С. Введение в сталь марганца в преде-р лах от 0,7 до 1,0 мае. %, хрома от 0,7 до 1,2
5 мае. % обеспечивает стали после действи циклических нагрузок сжати при 470°С высокие уровни релаксационной стойкости. Введение в сталь молибдена в пределах от 0,25 до 0,40 мае. %, тантала от 0,40 до 0,60
0 мае. %, ниоби от 0,16 до 0,22 мае. % обеспечивает стали после действи при 470°С циклических нагрузок сжати высокие уровни износостойкости. Введение в сталь никел в пределах от 0,9 до 1,5 мае. %, меди от
5 0,20 до 0,34 мае. % повышает работу зарождени трещины. Основным компонентом стали вл етс железо, но кроме указанных легирующих элементов в ней содержатс примеси в мае. %: серы до 0,03, фосфора до 0,03. Наиболее эффективно сталь, согласно
изобретению, может быть использована дл изготовлени штампов диметром до 225 мм и высотой 300 мм гор чего деформировани , имеющий разогрев рабочей поверхности до 470°С дл прессовани деталей типа конуса из высокопрочнов зкой стали. Дл по снени изобретени ниже описаны примерные составы сталей со ссылками на при- лагаемую таблицу. Сталь, согласно изобретению, выплавл ют в электропечах по известным способам выплавки инструментальных сталей на обычных шихтовых материалах с соответствующим содержанием ингредиентов. Дл подтверждени того, что за вленна сталь в соответствии с формулой изобретени обеспечивает достижение поставленной цели приводом дл сравнени плавки № 6-8 конкретного выполнени с граничными и оптимальным значени ми всех ингредиентов, вход щих в состав известной стали (прототипа) с полученными по каждому из них механико-технологическими свойствами в процессе их испытани на образцах того же типа и при тех же одинаковых услови х их изготовлени и испытани , что и за вл емой стали (плавки № 1-5).
Химический состав сталей плавок 1-8 приведен в таблице 1.
Состав плавки 1 (см. табл. 1) не обеспечивает стали высокой твердости: твердость на шлифованных, с параметром шероховатости Ra 0,32 мкм по ГОСТ 2789-73, образцах размером 15x15x15 мм, вырезанных электроэрозионным способом с поверхности заготовок диаметром 225 мм и высотой 300 мм, прошедшие закалку (закалка от температуры аустенитизации 870°С с выдержкой 3,5 ч и охлаждени в масле) и отпуск при температуре 470°С продолжительностью 5 ч, охлаждение на воздухе до температуры 20°С, составл ет при температуре испытани 470°С 47,0 ед. HRC. Сталь указанного состава имеет низкую работу зарождени трещины, равную 4,37 кгс м/см2. Работу зарождени трещины определ ли на образцах размером 10x10x55 мм с поверхностно-упрочненным слоем и без него. Образцы размером 10x10x55 мм и образцы-свидетели диаметром 10 мм и длиной 55 мм вырезались с поверхности, где должна быть приложена циклическа нагрузка сжати при эксплуа-. тации инструмента, отожженных (в состо - ний после механической обработки) заготовокк штампа диаметром 225 мм и высотой 300 мм. Поверхностный упрочненный слой в образце создавалс цементацией в газовой печи цементации Ц-105 по режиму: нагрев по мощности печи от 500 до 930°С при расходе осветительнго керосина (ГОСТ
4753-68) 70 капли/мин, выдержка при температуре 930°С в течение 2,5 ч при расходе осветительного керосина 165 капли/мин: охлаждение образца производили от 930 до
500°С в закрытом муфеле с отключенным вентил тором при расходе осветительного керосина 60 капли/мин. Нагрев образца до температуры насыщени и выдержку при этой температуре производили с включен0 ным вентил тором печи. При достижении температуры 500°С печь открывали, вынимали из муфел образцы и охлаждали до 20°С на спокойном воздухе. Глубину цементованного сло определ ли на образцах5 свидетел х диаметром 10 мм и длиной 55 мм, прошедшие цементацию в газовой печи цементации Ц-105 по режиму: нагрев по мощности печи от 500 до 930°С при расходе осветительного керосина 70 капли/мин, вы0 держка при температуре 930°С в течение 2,5 ч при расходе осветительного керосина 165 капли/мин: охлаждение образца-свидетел производили с печью от 930 до 500°С в закрытом муфеле с отключенным вентил то5 ром при расходе осветительного керосина 60 капли/мин. Нагрев образца до температуры насыщени и выдержку при этой температуре производили с включенным вентил тором печи. При достижении темпе0 ратуры 500°С печь открывали, вынимали из муфел орбразцы и охлаждали до 20°С на спокойном воздухе. За глубину цементованного сло принимали рассто ние от поверхности до зоны, содержащий углерода 0,755
5 мае. %. Содержание углерода определ ли в стружке, которую снимали послойно глубиной 0,05 мм с цементированного образца диаметром 10 мм, длиной 55 мм (методика определени глубины цементованного сло
0 описана в книге И.С. Козловского Химико- термическа обработка шестерен, М. Машиностроение , 1970, с. 16). После цементации образцы подвергали упрочн ющей термической обработке по режиму: аустенитизаци
5 в течение 6 мин при температуре 870°С в сол ной ванне (состав ванны в мае. %: хлористого натри 22, хлористого бари 78) и охлаждени в масле и отпуска при температуре 470°С продолжительностью 22 мин.
0 Образцы без упрочненного сло подвергали ложной цементации (т.е. нагреву до 930°С в течение 10 ч) и термической обработке по режиму: аустенитизаци в течение 6 мин при температуре 870°С в сол ной ванне (со5 став ванны в мае. %: хлористого натри 22, хлористого бари 78) и охлаждени в масле и отпуска при температуре/Г70°С продолжительностью 22 мин. Дл предотвращени науглероживани ложноцементированные образцы омедн ли и изготавливали с припуском на шлифовку после термической обработки . Образцы без цементованного сло (ложноцементированные) и в цементованном слое шлифовали до параметра шероховатости Ra 0,32 мкм по ГОСТ 2789-73. На ложноцементированных образцах по ере-, дине поперек длины на поверхности параллельной торцовой поверхности заготовок штампа, где должна быть приложена циклическа нагрузка сжати при эксплуатации инструмента, наносили надрез Менаже(/- вид концентратора, R 1 ± 0,07 мм). Цементированные образцы испытывали без надреза . Испытани производили на копре с запасом работы ма тника 147 Дж. при температуре 470°С. Методика испытани описана в книге М.П. Брауна Экономноле- гированные стали дл машиностроени , Киев, Наукова думка, 1977 г, с. 170-172. Работа зарождени трещины определ лась как разность значений ударной в зкости ложноцементированных и цементированных образцов стали. Сталь указанного состава имеет при температуре испытани 470°С низкий предел текучести при сжатии, равный 1570 МПа. Предел текучести при сжатии определ лс на образцах диаметром 5 мм, высотой 8 мм/образцы электроэрозионным способом вырезались с- поверхности заготовок диаметром 225 мм и высотой 300 мм, прошедшие закалку от температуры аустенитизации 870°С с выдержкой 3,5 ч и охлаждени в масле и отпуск при температуре 470°С продолжительностью 5 ч, охлаждение на воздухе. Образцы шлифовали до параметра шероховатости Р 0,32 мкм по ГОСТ 2789-73 и испытывали при температуре 470°С на машине ИМ-12А с записью диаграммы нагружени при скорости нагружени 1,2 мм/мин. Сталь указанного состава после термической обработки и действи циклических нагрузок сжати при 470°С имеет низкую релаксационную стойкость ( Дг), равную 16,3 кгс/мм2. Испытани на релаксационную стойкость осуществл ли на кольцевых образцах равного сечени ; диаметр наружный 56 ± 0,1 мм: внутренний диаметр 50 ±0,1 мм, толщина кольца 4,5 ±0,1 мм, ширина прорези кольца 3 ± 0,1 мм. Образцы дл определени релаксационной стойкости вырезались электроэрозионным способом с поверхности штампа диаметром 225 мм и высотой 300 мм, прошедшие закалку от температуры аустенитизации 870°С с выдержкой 3,5 ч и охлаждени в масле и отпуск при температуре 470°С продолжительностью 5 ч, охлаждение на воздухе и действи циклических нагрузок сжати , нормально приложенных
к плоской поверхности штампа (циклирова- ни ). Циклирование штампов (приложение циклических нагрузок сжати ) производили на гидравлическом прессе путем циклического нагружени сжати при нормальном напр жении 180 кгс/мм2 в количестве 2600 циклов. Обща продолжительность одного цикла 31 с., в том числе: врем дл достижени напр жени 180 кгс/мм2 составл ло 8 с.,
активное врем нажати 4,5 с., врем на перемещение штока пресса дл производства следующего цикла составл ло 18,5с. Усилие пресса замер ли манометром: врем определ лось секундомером. Следует отметить , что нормальное напр жение, равное 180 кгс/мм , - это минимальное напр жение , необходимое дл прессовани деталей, а число циклов, равное 2600, - это средн стойкость штампов, изготовленных из стали
прототипа. Штампы во врем циклировани имели температуру 470°С. Образцы дл определени релаксационной стойкости шлифовали до параметра шероховатости Ra 0,32 мкм по ГОСТ 2789-73. Методика
испытани на релаксационную стойкость описана в книгах B.C. Золотаревского Механические испытани .и свойства металлов , М.: Металлурги , 1974 г, с. 272-273, С.А. Довнара Термомеханика упрочнени и
разрушени штампов объемной штамповки , М.Машиностроение, 1975 г, с. 142, МЛ. Хенкена, И.Х. Локшина Размерна стабильность металлов и сплавов в точном машиностроении и приборостроении, М.:
Машиностроение, 1974 г, с. 17. Величину создани напр жени в кольце определ ли толщиной клина, котора больше ширины прорези. При этом клин вводили в прорезь кольца с таким расчетом, чтобы начальна
деформаци кольца соответствовала напр жению в кольце 42 кгс/мм2. Кольца с клинь ми выдерживали в электрической печи при температуре 470°С в течение 50 ч. После выдержки в печи при указанных режимах,
его вынимали из печи, охлаждали, удал ли клин из прорези и измер ли ширину прорези . Изменение размеров прорези контролировали компоратором ИЗА-2. Величину релаксации напр жени ( Да) определ ли
по формулам.
lo t - a; Ob EAlo; оЪст Е А АI;
(7о - ОЪст I
где t - толщина клина мм; lo - начальна деформаци кольца, мм. О0- напр жение при начальных деформаци х lo, кгс/мм2, Е- модуль нормальной упругости, кгс/мм .
А- коэффициент, св занный с перемещением концов кольца в процессе деформации, равный 0,0004 мм, Оост - величина остаточных напр жений кольца, прошедшего термический цикл прм температуре 470°С в течение 50 ч, Д| - разница между 0 и получаемой после испытани деформацией. Дсг- величина релаксации напр жени , кгс/мм2.
Сталь указанного состава после термической обработки и действи циклических нагрузок сжати при 470°С имеет низкую термическую усталость равную 7210 циклов, Терммческую усталость определ ли на образцах диаметром 20 мм и длиной 55 мм, вырезанных электроэрозионным способом с поверхности штампа диаметром 225 мм и высотой 300 мм, прошедшие закалку от температуры аустенитизации 870°С с выдержкой 3,5 ч и охлаждени в масле и отпуск при температуре 470°С продолжительностью 5 ч, охлаждение на воздухе и действи циклических нагрузок сжати , приложенных нормально к плоской поверхности штампа (циклировани ), Циклирование штампов (приложение циклических нагрузок сжати ) производили на гидравлическом прессе путем циклического нагружени сжати при нормальном напр жении 180 кгс/мм в количестве 2600 циклов. Обща продолжительность одного цикла 31 с : в том числе врем дл достижени напр жени 180 кгс/мм составл ло 8 с , активное врем нажати 4,5 с , врем на перемещение штока пресса дл производства следующего цикла составл ло 18,5 с. Усилие пресса замер ли манометром: врем определ лось секундомером . Следует отметить, что нормальное напр жение,равное 180 кгс/мм2,-это минимальное напр жение, необходимое дл прессовани деталей, а число циклов,равное 2600, - это средн стойкость штампов, изготовленных из стали прототипа. Штампы во врем циклировани имели температуру 470°С. Образцы дл определени термической усталости шлифовали до параметра шероховатости Ra 0,32 мкм. Методика испытани на термическую усталость описана в книге Ю.А,Геллера Инструментальные стали, М.: Металлурги , 1983 г., с; 67-69. Дл определени термической усталости образцы нагревали токами высокой частоты на установке Л ПЗ-67В при частоте тока 60- 74 кгц на глубину 1,2-1,5 мм. Термический цикл включал: нагрев образцов до температуры 470°С в течение 5 сек и охлаждени в масле до температуры 20°С, Через каждые 10 термических циклов образцы зачищали и исследовали на наличие трещин. Термическа усталость определ лась по числу термических циклов до образовани первой трещины. Сталь указаного состава после термической обработки и действи циклических нагрузок сжати при температуре
470°С имеет низкую износостойкость равную 12,0 г. Испытани на износостойкость производили на образцах диаметром 28 и высотой 23 мм, вырезанных электроэрозионным способом с поверхности штампа ди0 аметром 225 мм и высотой 300 мм, прошедшие закалку от температуры аустенитизации 870°С с выдержкой 3,5 ч и охлаждени в масле и отпуск при температуре 470°С продолжительностью 5 ч, охлаждение
5 на воздухе и действи циклических нагрузок сжати , нормально приложенных к плоской поверхности штампа (циклировани ). Циклирование штампов (приложение циклических нагрузок сжати ) производили на
0 гидравлическом прессе путем циклического нагружени сжати при нормальном напр жении 180 кгс/мм2 в количестве 2600 циклов . Обща продолжительность одного цикла 31 с , в том числе врем дл достиже5 нм напр жени 180 кгс/мм составило 8 с , активное врем нажати 4,5 с, врем на перемещение штока пресса дл производства следующего цикла составило 18,5 с. Усилие пресса замер ли манометром: врем опре0 дел лось секундомером. Следует отметить, что нормальное напр жение,равное 180 кгс/мм -это минимальное напр жение, необходимое дл прессовани деталей, а число циклов, равное 2600, - это средн
5 стойкость штампов, изготовленных из стали прототипа. Штампы во врем циклировани имели температуру 470°С. Образцы дл определени износостойкости шлифовали до параметра шероховатости Ra 0,32 мкм по
0 ГОСТ 2789-73. Методика испытани на износостойкость описана в книге В.Н-Кащее- ва Процессы в зоне фрикционного контакта металлов, М.: Машиностроение, 1978 г., 213 с.). Испытани на износ произ5 водили при 470°С в абразивной массе зерна электрокорунда белого ЭБ твердостью 2000 даН/мм2 крупностью 500 мкм, при малой частоте вращени абразивного резервуара 8,1 об/мин. Глубина сло зерна в резервуа0 ре 70 мм, глубина погружени нижнего торца образцов 60 мм. Минимальное рассто ние боковой поверхности образца от боковой поверхности абразивного резервуара 10 мм, длительность испытани при
5 температуре 470°С 90 мин. Образец и абразивна масса при испытании имела 470°С, Нагрев и поддержание образца и абразивной массы до температуры 470°С осуществл ли с помощью электрической печи. Износостойкость (износ) определ лс по потере массы на аналитических весах ВЛА-200 г-м. При испытани х верхние и нижние торцы образцов прикрывались шайбами соответствующих размеров и не изнашивались. Состав плавки 2, при рассмотренных
выше методах испытаний, режимах термической обработки и циклического нагруже- ни сжати обеспечивает стали при температуре испытани 470°С высокие уровни твердости (48,2 ед, HRC), работы за- рождени трещины (5,96 кгс/мм), предела текучести при сжатии (1635 МПа)а также высокими уровн ми после действи при 470°С циклических нагрузок сжати термической усталости (9144 циклов), релаксаци- онной стойкости (17,22 кгс/мм2), износостойкости (9,2 г). Состав плавки 3, при рассмотренных выше методах испытаний , режимах термической обработки и циклического нагружени сжати обеспечивает стали при температуре испытани 470°С высокие уровни твердости (50,4 ед. HRC), работы зарождени трещины (3,32 кгс/мм ) предела текучести при сжатии (1710 МПа),а также высокими уровн ми после действи при 470°С циклических нагрузок сжати термической усталости (8840 циклов), релаксационной стойкости (12,6 кгс/мм2), износостойкости (8,4 г). Состав плавки 4, при рассмотренных выше методах испытаний, режимах термической обработки и циклического нагружени сжати обеспечивает стали при температуре испытани 470°С высокие уровни твердости (52,1 ед. HRC), работы зарождени трещины (2,98 кгс/мм2), предела текучести при сжатии (1795 МПа) а также высокими уровн ми после действи при 470°С циклических нагрузок сжати на высоком уровне термической усталости (8316 циклов), релаксационной стойкости (9,66 кгс/мм2), износостойкости (7,4 г). Состав плавки 5, при рассмотренных выше методах испытаний, режимах термической обработки и циклического нагружени сжати не обеспечивает стали при температуре испытани 470°С высокие уровни твердости (47,8 ед. HRC), работы зарождени трещины (2,06 кгс/мм ), предела текучести при сжатии (1605 МПа) а также не обеспечивает высокими уровн ми после действи при 470°С циклических нагрузок сжати термической усталости (6960 циклов), релаксационной стойкости (21,42 кгс/мм), износостойкости (11,6 г). Состав плавки 6, при рассмотренных выше методах испытаний, режимах терми- ческой обработки и циклического нагружени сжати не обеспечивает стали при температуре испытани 470°С высокие уровни твердости (36,7 ед. HRC), работы зарождени трещины (1,96 кгс/мм , предела
текучести при сжатии (1420 МПа),а также не обеспечивает высокими уровн ми после действи при 470°С циклических нагрузок сжати термической усталости (6010 циклов ), релаксационной стойкости (39,48 кгс/мм2), износостойкости (15,3 г). Состав плавки 7, при рассмотренных выше методах испытаний, режимах термической обработки и циклического нагружени сжати не обеспечивает стали при температуре испытани 470°С высокие уровни твердости (40,1 ед. HRC), работы зарождени трещины (1,64 кгс/мм ), предела текучести при сжатии (1485 МПа), а также не обеспечивает высокими уровн ми после действи при 470°С циклических нагрузок сжати термической усталости (5730 циклов), релаксационной стойкости (36,12 кгс/мм износостойкости (13,7 г). Состав плавки 8, при рассмотренных выше методах испытаний, режимах термической обработки и циклического нагружени сжати не обеспечивает стали при температуре испытани 470°С высокие уровни твердости 43,9 ед. HRC), работы зарождени трещины (1,21 кгс/мм), предела текучести при сжатии (1510 МПа),а также не обеспечивает высокими уровн ми после действи при 470°С циклических нагрузок сжати термической усталости (5195 циклов ), релаксационной стойкости (33,432 кгс/мм2), износостойкости (12,8 г). Механические свойства за вл емой стали согласно изобретению представлены в прилагаемой таблице 2 в сопоставлении со сталью известного состава.
Приведенные в таблице данные подтверждаютс актом испытаний (приложение к материалам за вки). За вл ема сталь дл штампов гор чего деформировани , как видно из таблицы, состава планок 2,3,4 при высоких значени х при температуре испытани 470°С твердости, работы зарождени трещины, предела текучести при сжатии, обладает способностью сохран ть после действи при температуре 470°С циклических нагрузок сжати на высоком уровне термической усталости, релаксационной стойкости, износостойкости. Применение за вл емой стали дл штампов гор чего деформировани приводит к увеличению стойкости инструмента и позвол ет получить ожидаемый годовой экономический эффект на одном виде инструмента в размере 7423,5 руб.
За вл ема сталь прошла испытани на Орском механическом заводе и рекомендована руководством завода к внедрению.
Claims (3)
1. Сталь, содержаща углерод, кремний, марганец, хром, никель, молибден, медь, тантал, ниобий и железо, отличающа с тем, что, с целью повышени при температуре испытани 470°С твердости, работы зарождени трещины, предела текучести при сжатии, после действи при 470°С циклических нагрузок сжати термической усталости , релаксационной стойкости, износостойкости, она дополнительно содержит карбиды цери , дисилициды тантала , рений, таллий, иттербий, натрий при следующм соотношении компонентов, мае. %:
Углерод0,44-0,65
Кремний0,17-0,37
Марганец0,7-1,0
Хром0,7-1,2
Никель0,9-1,5
Молибден0,25-0,40
Медь0,20-0,34
Тантал
Ниобий
Карбиды цери
Дисилициды тантала
Рений
Таллий
Иттербий
Натрий
Железо
0
0,40-0,60 0,16-0,22 0,10-0,17 0,07-0,14 1,22-1,95 0,04-0,06 0,05-0,14 0,05-0,11 Остальное
2.Сталь по п. 1,отличающа с тем, что суммарное содержание талли и иттерби составл ет 0,11-0,18.
3.Сталь по п. 1,отличающа с тем, что отношение суммарного содержани молибдена, тантала, ниоби , рени к содержанию углерода составл ет 3,75- 6,29.
т а б л и ц а 1
, Продолжение табл.1
альное же
0,215
0,18
0,145
0,11
0,075
8,76 6,29 477 3,75 1,68
Таблица 2
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
SU904900634A SU1763510A1 (ru) | 1990-11-11 | 1990-11-11 | Сталь |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
SU904900634A SU1763510A1 (ru) | 1990-11-11 | 1990-11-11 | Сталь |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
SU1763510A1 true SU1763510A1 (ru) | 1992-09-23 |
Family
ID=21554524
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
SU904900634A SU1763510A1 (ru) | 1990-11-11 | 1990-11-11 | Сталь |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
SU (1) | SU1763510A1 (ru) |
-
1990
- 1990-11-11 SU SU904900634A patent/SU1763510A1/ru active
Non-Patent Citations (1)
Title |
---|
Авторское свидетельство СССР № 1525227,кл. С 22 С 38/48, 1989. * |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
WO2001042524A2 (en) | Low carbon, low chromium carburizing high speed steels | |
KR101201647B1 (ko) | 내열균열성이 우수한 고 Cr 주철 제품 및 고 Cr 주철재의 열처리 방법 | |
Angus | The significance of hardness | |
JP2017122500A (ja) | 大型クランク軸 | |
Seah et al. | Machinability of alloyed austempered ductile iron | |
EP2334456B1 (en) | Free-machining powder metallurgy lead-free steel articles and method of making same | |
SU1763510A1 (ru) | Сталь | |
Opapaiboon et al. | Effect of chromium content on the three-body-type abrasive wear behavior of multi-alloyed white cast iron | |
CN100462469C (zh) | 一种用于剪切中厚板的冷热剪刃钢 | |
JP3360926B2 (ja) | プラスチック成形用プリハードン鋼およびその製造方法 | |
Chaus | On the wear resistance of high-speed steels | |
SU1694684A1 (ru) | Сталь | |
SU1763511A1 (ru) | Сталь | |
US5182079A (en) | Metallic composition and processes for use of the same | |
Hurricks | Overcoming industrial wear | |
JPH0368717A (ja) | シュレッダーハンマーの製造方法 | |
Bole et al. | A Study on the Effect of Prior Hot Forging on Microstructure and Mechanical Properties of AISI D2 Steel After Quenching | |
KR20020012237A (ko) | 주석, 안티몬 및/또는 비소를 함유하는 쾌삭강 | |
Benedyk | Aerospace and high performance alloys database | |
JP3738501B2 (ja) | 冷間鍛造用鋼 | |
Chaus et al. | Structure and properties of cast rapidly cooled high-speed steel R6M5 | |
Beiss | Properties of Powder Metallurgy Tool Steels | |
JPH02285050A (ja) | 高硬度快削金型用鋼 | |
Shcherbedinskii | Iron: a promising material of the XXI century | |
Tęcza | Changes in the Microstructure and Abrasion Resistance of Tool Cast Steel after the Formation of Titanium Carbides in the Alloy Matrix |