Добавил:
Upload Опубликованный материал нарушает ваши авторские права? Сообщите нам.
Вуз: Предмет: Файл:
Desktop_1 / korotich.doc
Скачиваний:
830
Добавлен:
05.03.2016
Размер:
6.11 Mб
Скачать

Вопросы для самоконтроля

1. Какие стали относятся к высокопрочным?

2. Каковы основные требования, предъявляемые к высокопрочным сталям?

3. Что такое конструктивная прочность и каковы ее параметры для большинства высокопрочных конструкционных сталей?

4. Каковы недостатки высокопрочных сталей?

5. Какими способами можно получить высокопрочное состояние?

6. Дать краткую характеристику высокопрочных низкоотпусщенных сталей.

7. Какова система легирования сталей, применяемых после закалки и низкого отпуска?

8. Укажите роль легирующих элементов в формировании свойств низкоотпущенных сталей.

9. Почему низкий отпуск рассматриваемых сталей не проводят в интервале температур 200 – 300 ºС?

10. Как зависит вязкость разрушения К и ударная вязкость от величины аустенитного зерна низкоотпущенных сталей?

11. Какие требования предъявляются к содержанию неметаллических включений, газов и вредных примесей в низкоотпущенных сталях?

12. Каковы новые направления в термообработке рассматриваемых сталей?

13. Каковы недостатки высокопрочных низкоотпущенных конструкционных сталей?

14. Где применяются такие стали?

Литература

  1. Гольдштейн М.И.Специальные стали /М.И. Гольдштейн, С.В.Грачев, Ю.Г.Векслер. –М.: МИСИС. – 1999. – 408 с.

  2. Пикеринг Ф.Б. Физическое металловедение и разработка сталей /Ф.Б. Пикеринг. – М.: Металлургия. – 1982. – 184 с.

  3. Малинов Л.С.Влияние изотермической закалки на количество, стабильность остаточного аустенита и свойства сталей /Л.С. Малинов, А.П. Чейлях// МиТОМ. – 1989. – № 12. – С. 12–15.

  4. Малинов Л.С.Механические свойства стали 30ХМА после закалки и низкого отпуска с предварительным нагревом в межкритическом интервале температур или улучшением /Л.С. Малинов, Л.И. Якушечкина, А.П. Чейлях// МиТОМ. – 1993. – № 10. – С. 7– 9.

  5. Малинов Л.С. Повышение свойств сталей и высокопрочного чугуна получением в них многофазных структур, включающих бейнит и метастабильный аустенит /Л.С. Малинов// Металл и литье Украины. – 2004. – № 7. – С. 24 – 28.

3.3.2 Высокопрочные дисперсионно-твердеющие стали

Для изготовления высокопрочных изделий с высокой устойчивостью к повышенным температурам эксплуатации используют стали со вторичным твердением. Эффект вторичного твердения при отпуске закаленных на мартенсит сталей основан на выделении специальных карбидов в интервале температур 550–650 ºС. Дисперсные частицы карбидов повышают предел текучести стали твердость, временное сопротивление стали, так как являются эффективными препятствиями на пути движения дислокаций. Возрастание прочности и твердости сталей при вторичном твердении происходит при определенной объемной доле выделяющихся карбидов. Минимальная концентрация карбидообразующего элемента, при которой наблюдается вторичное твердение, зависит от содержания углерода и типа образуемого карбида.

Содержание углерода в дисперсионно-твердеющих сталях так же, как и в низкоотпущенных сталях, не должно превышать 0,3–0,4 %. Более высокие содержания углерода значительно понижают пластичность высокопрочной стали.

Развитие дисперсионного твердения высокопрочных сталей наблюдается при разных содержаниях легирующих элементов. На рисунке 3.12 показано влияние хрома, молибдена и ванадия на изменение твердости закаленной стали при отпуске.

Рисунок 3.12 – Влияние хрома (а), молибдена (б) и ванадия (в) на изменение твердости при отпуске закаленной стали с 0,3 % С:

1 - без хрома; 2 - 2,0 % Сг; 3 - 4,0% Сг; 4 - 6,0 % Cr; 5 - 8,0 % Сг; 6-10,0 % Сг; 7 - 0,47 % Мо; 8 - 0,96 % Мо; 9 - 2,92 % Мо; 10 - 4,60 % Мо; 11 - 0,09 % V;

12 - 0,49 % V; 13 - 0,90 % V; 14-1,99 % V

При легировании хромом эффект дисперсионного твердения наблюдается при содержании его больше 8,0 %. Легирование молибденом и ванадием существенно повышает сопротивление отпуску, а при добавках молибдена больше 1 % и ванадия больше 0,5 % наблюдается эффект вторичного твердения. Однако чрезмерное легирование молибденом (свыше 3,0 %) оказывается нерациональным, так как не дает заметного повышения свойств стали.

При комплексном легировании высокопрочной стали хромом, молибденом и ванадием существенный пик вторичной твердости достигается примерно при содержании в стали 5 % Cr; 1–2 % Мо и 0,5 % V. В этом случае эффект упрочнения обусловлен выделением дисперсных карбидов Ме7С3,Ме23С6 (на базе хрома), Ме2С (молибдена) и МеС (ванадия). Наибольшая роль в упрочнении принадлежит карбидам Мо2С и VC.

Сравнительная роль легирующих элементов в высокопрочных легированных хромом, молибденом и ванадием сталях состоит:

- в повышении склонности к образованию карбидов (Сr < Мо < V);

- в увеличении устойчивости к росту и перестариванию карбидов (Сr7С3 <  Мо2С < VC);

- в повышении температуры максимума вторичного твердения Сг7С3 (500 °С), Мо2С (550 °С), VC (600 °С);

- в замедлении процессов перестройки и аннигиляции дислокаций в мартенсите при отпуске (Сr < Мо < V).

К этому следует добавить, что хром и молибден, переведенные в аустенит при нагреве под закалку, обеспечивают высокую прокаливаемость стали, а частично нерастворимые при нагреве карбиды ванадия сдерживают рост зерна и обеспечивают получение мелкозернистой структуры стали.

Карбид молибдена сравнительно легко растворяется в аустените в больших количествах при невысоких температурах (около 950–1000 °С), что делает удобным проведение аустенитизации. Полезным является легирование высокопрочной стали со вторичным твердением кремнием. Кремний повышает интенсивность вторичного твердения, однако он одновременно ускоряет перестаривание и поэтому содержание кремния ограничивается 0,7–1,0 %. Небольшие добавки ниобия (0,1–0,2 %) способствуют получению мелкозернистой структуры стали, т.к. его карбиды растворяются при очень высоких температурах (выше температуры аустенитизации).

При 5 % хрома и 1–2 % молибдена сталь прокаливается насквозь в весьма больших сечениях (до 200–300 мм). В тех случаях, когда изделия имеют небольшое сечение целесообразно снижать содержание хрома до 3 %.

В настоящее время разработано большое количество высокопрочных дисперсионно - твердеющих мартенситных сталей (состав некоторых из них приведен в таблице 3.8).

Таблица 3.8 –Состав высокопрочных дисперсионно-твердеющих сталей

Марка стали

Содержание элементов (среднее), %

С

Si

Сr

Мо

V

другие

40Х5М2СФ

0,40

0,90

5,00

1,30

0,60

40Х5М2СФБ

0,40

0,90

5,00

1,30

0,45

0,12 Nb

40Х5МФСБ

0,40

0,90

5,00

0,50

0,45

0,12 Nb

Все эти стали являются модификацией штамповых сталей для горячего деформирования. Механические свойства этих сталей приведены в таблице 3.9.

Таблица 3.9 – Механические свойства (средние) высокопрочных

дисперсионно-твердеющих сталей

Марка

стали

t*опт, °С

в

0,2

KCU

МДж/м2

МПа

%

40Х5М2СФ

600

1720

12,0

40

0,37

40Х5М2СФБ

600

1930

12,0

49

0,37

40Х5МФСБ

600

1630

13,4

41

0,45

* Закалку проводили от температур 1000–1050 ºС

Такие стали обычно подвергают закалке, от температур 1000–1050 ºС, что обеспечивает перевод части карбидной фазы в твердый раствор. Однако зерно аустенита при этом остается мелким, т.к. около половины карбидов ванадия и почти целиком карбиды ниобия остаются нерастворенными и являются барьерами при миграции границ зерен. Отпуск дисперсионно-твердеющих сталей проводят при температурах несколько выше максимума прироста прочностных свойств, а именно, при 600–650 ºС в области некоторого перестаривания, что повышает пластичность и вязкость, т.к. при максимальном развитии вторичного твердения наиболее интенсивно падает ударная вязкость стали.

Одним из важных достоинств всех дисперсионно-твердеющих сталей является сохранение высокой устойчивости против отпуска и, следовательно, высокие механические свойства при повышенных температурах эксплуатации. Дисперсионно-твердеющие высокопрочные стали могут быть использованы для работы при температурах на 100–150°С ниже температуры отпуска, т.е. до 500–550 °С (при не слишком длительных выдержках при эксплуатации).

Особенностью дисперсионно-твердеющих высокопрочных сталей является в ряде случаев отсутствие четко выраженной температурной границы хрупко-вязкого перехода. Резко выраженный порог хладноломкости наблюдается только после отпуска при 650 °С.

Соседние файлы в папке Desktop_1