RU2837081C1 - Method of heat treatment of tool grade “4х5мф1с” - Google Patents
Method of heat treatment of tool grade “4х5мф1с” Download PDFInfo
- Publication number
- RU2837081C1 RU2837081C1 RU2024125742A RU2024125742A RU2837081C1 RU 2837081 C1 RU2837081 C1 RU 2837081C1 RU 2024125742 A RU2024125742 A RU 2024125742A RU 2024125742 A RU2024125742 A RU 2024125742A RU 2837081 C1 RU2837081 C1 RU 2837081C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- hours
- furnace
- tempering
- heating
- Prior art date
Links
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 title claims abstract description 78
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 23
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims abstract description 74
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 40
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 40
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 35
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 30
- 238000004320 controlled atmosphere Methods 0.000 claims abstract description 5
- 238000010791 quenching Methods 0.000 abstract description 17
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 abstract description 17
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 6
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 238000005266 casting Methods 0.000 abstract description 5
- 238000005242 forging Methods 0.000 abstract description 5
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 abstract description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 13
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 11
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 11
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 10
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 7
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 7
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 6
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 5
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 4
- 238000005345 coagulation Methods 0.000 description 4
- 230000015271 coagulation Effects 0.000 description 4
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 4
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 4
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 4
- 229910001315 Tool steel Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 238000011089 mechanical engineering Methods 0.000 description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 3
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 3
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 3
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N Hydrochloric acid Chemical compound Cl VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 2
- JZQOJFLIJNRDHK-CMDGGOBGSA-N alpha-irone Chemical compound CC1CC=C(C)C(\C=C\C(C)=O)C1(C)C JZQOJFLIJNRDHK-CMDGGOBGSA-N 0.000 description 2
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 2
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 230000003993 interaction Effects 0.000 description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 2
- 238000009827 uniform distribution Methods 0.000 description 2
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000760 Hardened steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000861 Mg alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000990 Ni alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N Nitric acid Chemical compound O[N+]([O-])=O GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001069 Ti alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001297 Zn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 1
- 239000000788 chromium alloy Substances 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000001934 delay Effects 0.000 description 1
- 238000004512 die casting Methods 0.000 description 1
- 239000012153 distilled water Substances 0.000 description 1
- 239000003779 heat-resistant material Substances 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 230000007774 longterm Effects 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 description 1
- 229910017604 nitric acid Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 238000005457 optimization Methods 0.000 description 1
- 230000008707 rearrangement Effects 0.000 description 1
- 230000008521 reorganization Effects 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 230000008646 thermal stress Effects 0.000 description 1
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Chemical compound O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 1
Abstract
Description
Изобретение относится к области термической обработки поковок и отливок из стали карбидного класса марки 4Х5МФ1С и может быть использовано при изготовлении из них штампового инструмента повышенной теплостойкости при физических и механических воздействиях с целью прошивки и поперечно-винтовой прокатки деталей для получения оптимального сочетания прочностных, пластических и эксплуатационных характеристик и возможного применения стали со свойствами конструкционной. Названная сталь широко используется для изготовления пресс-форм литья под давлением цинковых, алюминиевых и магниевых сплавов, молотовых и прессовых вставок (сечением до 250 мм) при горячем деформировании конструкционных сталей, а также для изготовления инструмента для высадки заготовок из легированных конструкционных и жаропрочных материалов на горизонтально-ковочных машинах. Полученные после термообработки изделия могут использоваться для работы при повышенных температурах, многократном нагреве и динамических нагрузках.The invention relates to the field of heat treatment of forgings and castings made of carbide grade steel grade 4X5MF1S and can be used in the manufacture of stamping tools of increased heat resistance under physical and mechanical influences for the purpose of piercing and cross-helical rolling of parts to obtain an optimal combination of strength, plasticity and performance characteristics and the possible use of steel with structural properties. The said steel is widely used for the manufacture of die casting molds for zinc, aluminum and magnesium alloys, hammer and press inserts (with a cross-section of up to 250 mm) during hot deformation of structural steels, as well as for the manufacture of tools for upsetting blanks from alloyed structural and heat-resistant materials on horizontal forging machines. The products obtained after heat treatment can be used for operation at elevated temperatures, repeated heating and dynamic loads.
Практика показывает, что для получения необходимых свойств литого и деформированного металла с целью упрочнения получаемого инструмента необходимо корректировать предварительный отжиг и окончательную термическую обработку, включающую объемную закалку и отпуск.Practice shows that in order to obtain the required properties of cast and deformed metal for the purpose of strengthening the resulting tool, it is necessary to adjust the preliminary annealing and final heat treatment, including bulk hardening and tempering.
В качестве прототипа приняты температурные режимы закалки для повышения теплостойкости инструментальной стали 4Х5МФ1С в различных заготовках из научной статьи «Оптимизация температурного режима закалки для повышения теплостойкости инструментальной стали 4Х5МФ1С в различных заготовках. Часть 1. Влияние температуры нагрева 1040°С при закалке в масле и отпуска на твердость на структуру поковок и отливок из стали 4Х5МФ1С» автора Федулова В.Н. из Белорусского национального технического университета («Материаловедение. Литье и металлургия». - 2017. - 2(87). - С. 97-103). В данной работе исследовано влияние температуры закалки с нагревом 1040°С и охлаждением в масле около одного часа поковок и отливок из инструментальной стали 4Х5МФ1С на микроструктуру и способность к упрочнению после высокого отпуска при температуре 500-650°С в течение 1,5 часов. Исследования автора показали, что повышение уровня упрочнения по сравнению с требуемым показателем не достигнуто. Химическая неоднородность стали 4Х5МФ1С закалкой в масле нагревом при 1040°С около одного часа устраняется частично, а отпуск при температуре 500-650°С практически не позволяет достичь требуемого уровня упрочнения. Автор статьи предполагает, что добиться уровня твердости стали следует за счет более высокого нагрева данной стали под закалку до 1090°С и более. Кроме того, автор статьи не указывает режимы предварительной термической обработки для стали 4Х5МФ1С.The temperature conditions of hardening for increasing the heat resistance of 4Kh5MF1S tool steel in various blanks from the scientific article "Optimization of the temperature mode of hardening for increasing the heat resistance of 4Kh5MF1S tool steel in various blanks. Part 1. Effect of heating temperature of 1040°C during quenching in oil and tempering on hardness on the structure of forgings and castings made of 4Kh5MF1S steel" by V.N. Fedulov from the Belarusian National Technical University were adopted as a prototype ("Materials Science. Casting and Metallurgy". - 2017. - 2 (87). - P. 97-103). In this paper, the effect of quenching temperature with heating at 1040°C and cooling in oil for about one hour of forgings and castings made of 4Kh5MF1S tool steel on the microstructure and hardening ability after high tempering at 500-650°C for 1.5 hours is investigated. The author's studies have shown that an increase in the hardening level compared to the required indicator is not achieved. Chemical heterogeneity of 4Kh5MF1S steel is partially eliminated by quenching in oil by heating at 1040°C for about one hour, and tempering at a temperature of 500-650°C practically does not allow achieving the required level of hardening. The author of the article suggests that the level of steel hardness should be achieved by higher heating of this steel for quenching to 1090°C and more. In addition, the author of the article does not indicate the modes of preliminary heat treatment for 4Kh5MF1S steel.
Предварительный отжиг данного металла способствует перекристаллизации стали для измельчения зерна и обеспечения равномерного распределения структурных составляющих. Исследуемая сталь после отжига обладает малой склонностью к трещинам при закалке, имеет пониженную твердость НВ<179 для улучшения обрабатываемости резанием и уровень остаточных напряжений и имеет высокие механические свойства после окончательной термической обработки. Кроме того, после отжига на зернистый перлит карбидная фаза в стали 4Х5МФ1С составляет 6-12% и представлена преимущественно карбидами типа М23С6 и М6С.Preliminary annealing of this metal promotes the recrystallization of steel for grain refinement and ensuring uniform distribution of structural components. The steel under study after annealing has a low tendency to cracks during quenching, has a reduced hardness HB<179 to improve machinability and the level of residual stresses and has high mechanical properties after final heat treatment. In addition, after annealing for granular pearlite, the carbide phase in 4Kh5MF1S steel is 6-12% and is represented mainly by carbides of the M 23 C 6 and M 6 C types.
Также в данной работе не использован вторичный отпуск и не исследовано его влияние на свойства предлагаемой стали.Also, in this work, secondary tempering was not used and its influence on the properties of the proposed steel was not investigated.
Данным изобретением предлагается решить задачу создания способа термической обработки, позволяющего дальнейшее использование штамповой стали карбидного класса марки 4Х5МФ1С в качестве конструкционной стали с высокой прочностью и пластичностью, необходимой теплостойкостью и высокой ударной вязкостью за счет получения необходимой микроструктуры.This invention proposes to solve the problem of creating a method of heat treatment that allows further use of carbide grade stamp steel grade 4X5MF1S as a structural steel with high strength and ductility, the necessary heat resistance and high impact toughness due to obtaining the necessary microstructure.
Технический результат достигается благодаря тому, что разработанный способ термической обработки инструментальной штамповой стали 4Х5МФ1С для получения изделий с повышенной прочностью и пластичностью, достаточной теплостойкостью и ударной вязкостью, так же как и способ-прототип, включает отжиг с подогревом в печи при температуре 650-670°С c выдержкой 1-2 часа, затем нагрев до температуры до 930-950°С с выдержкой 3-4 часа, охлаждение с печью до 740-760°С, выдержку в печи 2-3 часа, затем охлаждение с печью до температуры 470°С, далее на воздухе до температуры окружающей среды, затем нагрев в печи под закалку. Далее проведение первичного термического отпуска, проведение вторичного термического отпуска при температуре 615-625°С с выдержкой 2-3 часа, далее охлаждение до температуры окружающей среды. Новым является то, что после отжига проводят закалку с подогревом в печи с контролируемой атмосферой при температуре 680-700°С с выдержкой 1-2 часа, далее нагревают до температуры 1025-1035°С, выдерживают в печи 1-2 часа с охлаждением в масло, затем охлаждают на воздухе до температуры окружающей среды, при этом первичный термический отпуск проводят при температуре 545-555°С с выдержкой 2-3 часа, далее охлаждают до температуры окружающей среды.The technical result is achieved due to the fact that the developed method of heat treatment of tool die steel 4Х5МФ1С for obtaining products with increased strength and ductility, sufficient heat resistance and impact toughness, as well as the prototype method, includes annealing with heating in a furnace at a temperature of 650-670°С with a holding time of 1-2 hours, then heating to a temperature of 930-950°С with a holding time of 3-4 hours, cooling with a furnace to 740-760°С, holding in a furnace for 2-3 hours, then cooling with a furnace to a temperature of 470°С, then in air to the ambient temperature, then heating in a furnace for hardening. Then carrying out primary thermal tempering, carrying out secondary thermal tempering at a temperature of 615-625°С with a holding time of 2-3 hours, then cooling to the ambient temperature. What is new is that after annealing, quenching is carried out with heating in a furnace with a controlled atmosphere at a temperature of 680-700°C with a holding time of 1-2 hours, then heated to a temperature of 1025-1035°C, held in the furnace for 1-2 hours with cooling in oil, then cooled in air to ambient temperature, while the primary thermal tempering is carried out at a temperature of 545-555°C with a holding time of 2-3 hours, then cooled to ambient temperature.
Разработанный способ заключается в получении нового режима термической обработки стали 4Х5МФ1С, которую можно использовать в качестве конструкционного материала с категорией прочности КТ 110, отвечающего требованиям ОСТ 3-1686-90 «Заготовки из конструкционной стали для машиностроения. Общие технические условия».The developed method consists of obtaining a new mode of heat treatment of 4Kh5MF1S steel, which can be used as a structural material with a strength category of KT 110, meeting the requirements of OST 3-1686-90 "Blanks made of structural steel for mechanical engineering. General specifications".
В предлагаемом способе разработки нового режима термической обработки предлагаемой стали обеспечивается получение высокой прочности и пластичности, теплостойкости и ударной вязкости. Повышенная теплостойкость, высокая прочность и ударная вязкость обеспечиваются за счет получения большего количества фаз-упрочнителей, температуры закалки и повышения степени легированности твердого раствора. Это позволит сохранять материалу структуру и свойства при нагреве, т.е. иметь необходимую теплостойкость. Полученные показатели могут обеспечить только некоторые стали и сплавы (хромникелевые сплавы, никелевые сплавы, титановые сплавы и другие), но указанные сплавы нецелесообразно использовать в связи с дорогостоящей технологией и их высокой стоимостью на современном рынке.The proposed method for developing a new mode of heat treatment of the proposed steel ensures obtaining high strength and plasticity, heat resistance and impact toughness. Increased heat resistance, high strength and impact toughness are ensured by obtaining a larger number of strengthening phases, quenching temperature and increasing the alloying degree of the solid solution. This will allow the material to retain its structure and properties when heated, i.e. have the necessary heat resistance. The obtained indicators can only be provided by some steels and alloys (chromium-nickel alloys, nickel alloys, titanium alloys and others), but these alloys are not practical to use due to the expensive technology and their high cost in the modern market.
Подогрев заготовок при отжиге способствует выравниванию температуры по сечению и уменьшению тепловых напряжений.Heating the blanks during annealing helps equalize the temperature across the cross-section and reduce thermal stress.
Отжиг заготовок обеспечивает улучшение обрабатываемости резанием и подготовки микроструктуры заготовки инструмента к окончательной термической обработке. При отжиге происходит перекристаллизация стали c измельчением зерна, обеспечение равномерного распределения структурных составляющих, снижение твердости для улучшения обрабатываемости резанием и снижение уровня остаточных напряжений. Полученная после отжига структура металла «зернистый перлит» обеспечивает минимальное сопротивление деформации, имеет необходимый ресурс пластичности и снижает неоднородность микроструктуры. Охлаждение вместе с печью до 740-760°С и выдержка в течении 2-3 часов, затем охлаждение с печью до температуры 470°С, далее на воздухе до температуры окружающей среды, приводит к коагуляции зернистого перлита с последующим охлаждением на воздухе. Дальнейшее охлаждение проводится на воздухе, так как наличие молибдена в стали 4Х5МФ1С в количестве 0,9-1,2% подавляет отпускную хрупкость второго рода.Annealing of blanks improves machinability and prepares the tool blank microstructure for final heat treatment. Annealing results in steel recrystallization with grain refinement, uniform distribution of structural components, reduction of hardness to improve machinability and reduction of residual stress. The "granular pearlite" metal structure obtained after annealing provides minimal resistance to deformation, has the required plasticity resource and reduces microstructure heterogeneity. Cooling together with the furnace to 740-760°C and holding for 2-3 hours, then cooling with the furnace to a temperature of 470°C, then in air to ambient temperature, leads to coagulation of granular pearlite with subsequent air cooling. Further cooling is carried out in air, since the presence of molybdenum in 4X5MF1S steel in an amount of 0.9-1.2% suppresses temper brittleness of the second kind.
Предварительный подогрев при нагреве под закалку способствует выравниванию температуры по сечению и уменьшению деформационных короблений. Объемная закалка стали 4Х5МФ1С при температуре 1025-1035°С при охлаждении в масло преобразует микроструктуру «зернистый перлит» в микроструктуру «мартенсит закалки». В этом состоянии сталь обладает максимальной твердостью не менее 55 HRC. Полученная после закалки микроструктура «мартенсит закалки» требуется с целью дальнейшего получения в структуре необходимого количества фаз-упрочнителей, необходимой теплостойкости и повышения степени легированности твердого раствора после проведения первичного и вторичного отпуска инструмента.Preheating during heating for hardening helps to equalize the temperature across the section and reduce deformation distortions. Volume hardening of 4Х5МФ1С steel at a temperature of 1025-1035°С upon cooling in oil transforms the "granular pearlite" microstructure into the "hardening martensite" microstructure. In this state, the steel has a maximum hardness of at least 55 HRC. The "hardening martensite" microstructure obtained after hardening is required for the purpose of further obtaining the required number of hardening phases in the structure, the required heat resistance and increasing the alloying degree of the solid solution after the primary and secondary tempering of the tool.
Первичный отпуск инструмента проводится с целью получения необходимой микроструктуры после распада аустенита. На данной стадии технологической обработки происходит распад мартенсита, который сопровождается выделением мелкодисперсных, когерентно связанных с матрицей ε-карбидов, снижением общего уровня напряжений второго рода, перераспределением и аннигиляцией дефектов кристаллического строения, развитием процесса полигонизации и распадом остаточного аустенита. Структура состоит из отпущенного мартенсита и карбидов. Необходимость первичного отпуска заключается в том, чтобы растворить аустенит остаточный, выделить специальные теплостойкие карбиды и получить максимальную твердость. Сохранение высокой твердости стали 4Х5МФ1С до 550°С обусловлено ее высокой теплостойкостью, высокой прочностью и необходимой пластичностью.Primary tempering of the tool is carried out in order to obtain the required microstructure after the decomposition of austenite. At this stage of technological processing, martensite decomposition occurs, which is accompanied by the release of finely dispersed ε-carbides coherently bound to the matrix, a decrease in the overall level of second-order stresses, redistribution and annihilation of crystalline structure defects, the development of the polygonization process and the decomposition of residual austenite. The structure consists of tempered martensite and carbides. The need for primary tempering is to dissolve the residual austenite, release special heat-resistant carbides and obtain maximum hardness. Maintaining the high hardness of 4X5MF1S steel up to 550 ° C is due to its high heat resistance, high strength and the required ductility.
Вторичный термический отпуск проводят с целью получения структуры различного фазового состава, состоящей из троостита и карбидов. При данном отпуске продолжается процесс выделения новых карбидов и коагуляция старых. Температура второго отпуска выбирается, исходя из получения оптимального сочетания прочностных и пластических характеристик и ударной вязкости для необходимой категории прочности, которая удовлетворяет условиям эксплуатации изделия.Secondary thermal tempering is carried out to obtain a structure of different phase composition, consisting of troostite and carbides. During this tempering, the process of separation of new carbides and coagulation of old ones continues. The temperature of the second tempering is selected based on obtaining the optimal combination of strength and plastic characteristics and impact toughness for the required strength category, which satisfies the operating conditions of the product.
Режимы обоснованы экспериментально.The modes are substantiated experimentally.
Способ осуществляют следующим образом.The method is carried out as follows.
Проводят отжиг с подогревом в печи при температуре 650-670°С c выдержкой 1-2 часа, затем нагрев до температуры 930-950°С с выдержкой 3-4 часа, охлаждение с печью до 740-760°С, выдержку 2-3 часа, затем охлаждение с печью до температуры 470°С, далее на воздухе до температуры окружающей среды. После отжига и механической обработки инструмента проводят его закалку посредством подогрева в печи с контролируемой атмосферой при температуре 680-700°С с выдержкой 1-2 часа. Далее нагревают при температуре 1025-1035°С, выдерживают в печи 1-2 часа с охлаждением в масло, затем охлаждают на воздухе до температуры окружающей среды. Первичный термический отпуск проводят при температуре 545-555°С с выдержкой 2-3 часа; далее охлаждают до температуры окружающей среды. Вторичный термический отпуск проводят при температуре 615-625°С с выдержкой 2-3 часа; далее охлаждение до температуры окружающей среды.Annealing is carried out with heating in a furnace at a temperature of 650-670 °C with a holding time of 1-2 hours, then heating to a temperature of 930-950 °C with a holding time of 3-4 hours, cooling with a furnace to 740-760 °C, holding for 2-3 hours, then cooling with a furnace to a temperature of 470 °C, then in air to the ambient temperature. After annealing and mechanical treatment of the tool, it is hardened by heating in a furnace with a controlled atmosphere at a temperature of 680-700 °C with a holding time of 1-2 hours. Then it is heated at a temperature of 1025-1035 °C, held in a furnace for 1-2 hours with cooling in oil, then cooled in air to the ambient temperature. Primary thermal tempering is carried out at a temperature of 545-555 °C with a holding time of 2-3 hours; then cooled to the ambient temperature. Secondary thermal tempering is carried out at a temperature of 615-625°C with a holding time of 2-3 hours; then cooling to ambient temperature.
После проведения вторичного отпуска инструмент подвергается дальнейшей окончательной механической обработке и используется в качестве прошивного пуансона.After the secondary tempering, the tool undergoes further final mechanical processing and is used as a piercing punch.
Пример осуществления способаExample of the method implementation
Применяли кованую заготовку круглого сечения диаметром 160 мм длиной 250 мм из стали карбидного класса марки 4Х5МФ1С для изготовления прошивного пуансона в соответствии с требованиями ОСТ 3-1686-90 по категории прочности КТ 100-110. Химический состав стали марки 4Х5МФ1С соответствовал ГОСТ 5950-2000 «Прутки, полосы и мотки из инструментальной легированной стали. Общие технические условия».A forged blank with a round cross-section, 160 mm in diameter and 250 mm in length, made of carbide grade steel grade 4Х5МФ1С was used to manufacture a piercing punch in accordance with the requirements of OST 3-1686-90 for strength category KT 100-110. The chemical composition of steel grade 4Х5МФ1С corresponded to GOST 5950-2000 "Rods, strips and coils made of tool alloy steel. General specifications".
Отжиг трех кованых заготовок проводили с подогревом в печи при температуре 660°С выдержкой 1,5 часа, затем нагрев до температуры 940°С с выдержкой 3,5 часа, охлаждение с печью до 750°С, выдержку с печью 2,5 часа, затем охлаждение с печью до температуры 470°С, далее охлаждение на воздухе до окружающей среды. После отжига и механической обработки инструмента проводили его закалку с подогревом в печи с контролируемой атмосферой при температуре 690°С с выдержкой 1,5 часа, далее нагрев до температуры 1030°С, выдержку в печи 1,5 часа и охлаждение в масло; затем охлаждение на воздухе до температуры окружающей среды. Первичный термический отпуск проводили при температуре 550°С с выдержкой 2,5 часа; далее охлаждение до температуры окружающей среды. Вторичный термический отпуск проводили при температуре 620°С с выдержкой 2,5 часа; далее охлаждение до температуры окружающей среды.Annealing of three forged blanks was carried out with heating in a furnace at a temperature of 660 °C for 1.5 hours, then heating to a temperature of 940 °C for 3.5 hours, cooling with a furnace to 750 °C, holding with a furnace for 2.5 hours, then cooling with a furnace to a temperature of 470 °C, then cooling in air to ambient temperature. After annealing and mechanical treatment of the tool, it was hardened with heating in a furnace with a controlled atmosphere at a temperature of 690 °C for 1.5 hours, then heating to a temperature of 1030 °C, holding in a furnace for 1.5 hours and cooling in oil; then cooling in air to ambient temperature. Primary thermal tempering was carried out at a temperature of 550 °C for 2.5 hours; then cooling to ambient temperature. Secondary thermal tempering was carried out at a temperature of 620 °C for 2.5 hours; then cooling to ambient temperature.
В других примерах меняли температуру подогрева при отжиге заготовки (620, 630, 640, 680, 690 и 700°С) при средних значениях времени нагрева при отжиге, времени нагрева под закалку и первичном и вторичном отпуске, температур режима отжига, закалки и температур первичного и вторичного отпуска, выдержке с печью. Была принята оптимальной температура подогрева в печи 650-670°С.In other examples, the preheating temperature during annealing of the workpiece was changed (620, 630, 640, 680, 690 and 700°C) at average values of the heating time during annealing, the heating time for hardening and primary and secondary tempering, the temperatures of the annealing mode, hardening and the temperatures of primary and secondary tempering, holding with the furnace. The optimum preheating temperature in the furnace was adopted at 650-670°C.
Промежуточный подогрев при температуре 620, 630, 640°С не способствует полному снятию внутренних напряжений, а при температуре 680, 690 и 700°С приводит к неравномерному выравниванию температуры по сечению заготовки при дальнейшем нагреве до температур 930-950°С.Intermediate heating at a temperature of 620, 630, 640°C does not contribute to the complete removal of internal stresses, and at a temperature of 680, 690 and 700°C leads to uneven temperature equalization across the cross-section of the workpiece with further heating to temperatures of 930-950°C.
Выдержка в печи для промежуточного подогрева при отжиге 1-2 часа достаточна, т.к. при выдержке менее 1 часа заготовка прогревается неравномерно. Подогрев в печи при отжиге более 2 часов приводит к увеличенным энергетическим затратам и затягивает технологический процесс термообработки.Holding in the furnace for intermediate heating during annealing for 1-2 hours is sufficient, since holding for less than 1 hour results in uneven heating of the workpiece. Heating in the furnace during annealing for more than 2 hours results in increased energy costs and prolongs the technological process of heat treatment.
Меняли температуру отжига кованой заготовки (900, 910, 920, 960, 970 и 980°С) при средних значениях времени нагрева при подогреве, времени нагрева под закалку и первичном и вторичном отпуске, температур режима подогрева, закалки и температур первичного и вторичного отпуска, выдержке с печью. Оптимальной была принята температура отжига в печи 930-950°С.The annealing temperature of the forged blank was varied (900, 910, 920, 960, 970 and 980°C) at average values of the heating time during preheating, the heating time for hardening and primary and secondary tempering, the temperatures of the preheating mode, hardening and the temperatures of primary and secondary tempering, and holding with the furnace. The optimum annealing temperature in the furnace was 930-950°C.
При уменьшении температуры отжига металла (900, 910 и 920°С) микроструктура стали 4Х5МФ1С «перлит + феррит» имеет составляющие: 60-70% «зернистый перлит» и 40-30% «пластинчатый перлит». Данное состояние не обеспечивает равномерность механических свойств заготовки и разнородность карбидных фаз.When the annealing temperature of the metal decreases (900, 910 and 920°C), the microstructure of the 4X5MF1S steel "pearlite + ferrite" has the following components: 60-70% "granular pearlite" and 40-30% "lamellar pearlite". This condition does not ensure uniformity of the mechanical properties of the workpiece and heterogeneity of the carbide phases.
При увеличении температуры отжига (960, 970 и 980°С) увеличивается размер зёрен микроструктуры, что способствует снижению прочностных и увеличению пластических характеристик заготовки.With an increase in annealing temperature (960, 970 and 980°C), the grain size of the microstructure increases, which helps to reduce the strength and increase the plastic characteristics of the workpiece.
Выдержка в печи при отжиге 3-4 ч достаточна, т.к. при выдержке менее 3 часов заготовка прогревается неравномерно, и структурные превращения в металле не успевают произойти равномерно по всему объему, в результате заготовка может иметь неравномерные механические характеристики.Holding in the furnace during annealing for 3-4 hours is sufficient, since when holding for less than 3 hours, the workpiece is heated unevenly, and structural transformations in the metal do not have time to occur evenly throughout the entire volume, as a result of which the workpiece may have uneven mechanical characteristics.
Выдержка в печи более 4 часов приводит к увеличенным энергетическим затратам, затягивает технологический процесс отжига и способствует обезуглероживанию поверхности заготовки для изготовления инструмента.Keeping the product in the furnace for more than 4 hours leads to increased energy costs, prolongs the annealing process and promotes decarburization of the surface of the workpiece for tool manufacturing.
Охлаждение с печью до температуры 740-760°С, затем охлаждение с печью до температуры 470°С и далее на воздухе до температуры окружающей среды выбрано с учетом того, что при медленном охлаждении при температуре 750°С окончательно формируется микроструктура «зернистый перлит», способствует образованию равномерной необходимой микроструктуры по поперечному сечению и длине заготовки, позволяет избежать упрочнений на поверхности металла. Охлаждение на воздухе при наличии в составе стали молибдена в количестве 0,9-1,2% подавляет отпускную хрупкость второго рода.Cooling with a furnace to a temperature of 740-760°C, then cooling with a furnace to a temperature of 470°C and then in air to the ambient temperature is selected taking into account that with slow cooling at a temperature of 750°C the microstructure of "granular pearlite" is finally formed, promotes the formation of a uniform required microstructure along the cross-section and length of the workpiece, and allows to avoid hardening on the metal surface. Cooling in air in the presence of molybdenum in the steel in an amount of 0.9-1.2% suppresses temper brittleness of the second kind.
При охлаждении с печью при температуре более 770°С положение микроструктуры «зернистый перлит» неустойчиво.When cooling with a furnace at a temperature of more than 770°C, the position of the “granular pearlite” microstructure is unstable.
После отжига заготовки транспортируются на предварительную механическую обработку.After annealing, the blanks are transported for preliminary mechanical processing.
Меняли температуру подогрева при нагреве под закалку (630, 650, 660, 670, 710, 720 и 730°С) при средних значениях времени нагрева при отжиге, времени нагрева под закалку и первичном и вторичном отпуске, температур режима отжига, закалки и температур первичного и вторичного отпуска, выдержке с печью. Оптимальной была принята температура подогрева в печи 680-700°С.The preheating temperature was changed during heating for hardening (630, 650, 660, 670, 710, 720 and 730°C) at average values of heating time during annealing, heating time for hardening and primary and secondary tempering, temperatures of the annealing mode, hardening and temperatures of primary and secondary tempering, holding with the furnace. The optimal preheating temperature in the furnace was 680-700°C.
Подогрев при нагреве под закалку (630, 650, 660, 670°С) не способствует полному снятию внутренних напряжений в заготовке. Дальнейшее повышение температуры до 710, 720 и 730°С приводит к неравномерному выравниванию температуры по сечению инструмента и появлению риска дополнительного обезуглероживания поверхности при дальнейшем нагреве до температур 1025-1035°С.Preheating during heating for hardening (630, 650, 660, 670°C) does not contribute to the complete removal of internal stresses in the workpiece. A further increase in temperature to 710, 720 and 730°C leads to uneven temperature equalization across the tool cross-section and the risk of additional decarburization of the surface with further heating to temperatures of 1025-1035°C.
Выдержка в печи для промежуточного подогрева под закалку 1-2 часа достаточна, т.к. при выдержке менее 1 часа заготовка прогревается неравномерно. Выдержка при подогреве в печи под закалку более 2 ч приводит к увеличенным энергетическим затратам и затягивает технологический процесс термообработки.Holding in the furnace for intermediate heating for hardening for 1-2 hours is sufficient, since with holding for less than 1 hour, the workpiece is heated unevenly. Holding during heating in the furnace for hardening for more than 2 hours leads to increased energy costs and delays the technological process of heat treatment.
Меняли температуру закалки (990, 1000, 1010, 1015, 1040, 1045, 1050 и 1060°С) при средних значениях времени нагрева при подогреве и отжиге, времени нагрева под закалку и первичном и вторичном отпуске, температур режима подогрева и отжига, температур первичного и вторичного отпуска, выдержке с печью. Оптимальной была принята температура нагрева под закалку в печи 1025-1035°С.The quenching temperature was varied (990, 1000, 1010, 1015, 1040, 1045, 1050 and 1060°C) at average values of heating time during preheating and annealing, heating time for quenching and primary and secondary tempering, temperatures of the preheating and annealing mode, temperatures of primary and secondary tempering, and holding with the furnace. The optimum heating temperature for quenching in the furnace was 1025-1035°C.
При уменьшении температуры закалки от 1015, 1010, 1000 до 990°С преимущественно не происходит достаточное растворение карбидов типа М23С6. Структура стали 4Х5МФ1С после закалки от 990 до 1015°С оценивается двумя баллами G9(28.09), G11(14.05). При данных температурах не обеспечивается необходимая теплостойкость и занижены механические характеристики инструмента.When the hardening temperature is reduced from 1015, 1010, 1000 to 990°C, predominantly, sufficient dissolution of carbides of the M23C6 type does not occur. The structure of 4Kh5MF1S steel after hardening from 990 to 1015°C is assessed with two points G 9 (28.09), G 11 (14.05). At these temperatures, the required heat resistance is not ensured and the mechanical characteristics of the tool are underestimated.
При дальнейшем повышении температуры от 1040°С до 1060°С аустенитизация приводит к увеличению растворимости карбидов типа М6С, однако при этом наблюдается незначительный рост зерна. Структура стали 4Х5МФ1С при температуре 1060°С оценивается двумя баллами и считается разнозернистой: G6(41.76), G8(10.28). Средний диаметр действительного зерна увеличивается до 6 баллов (до 39 мкм). Размер зерна в штамповой стали влияет на прочность и снижается пропорционально росту зерна и ведет к увеличению степени карбидной неоднородности. Высокая температура приводит к обезуглероживанию поверхности и к увеличенным энергетическим затратам.With a further increase in temperature from 1040°C to 1060°C, austenitization leads to an increase in the solubility of M6C type carbides, but insignificant grain growth is observed. The structure of 4Kh5MF1S steel at a temperature of 1060°C is assessed by two points and is considered heterogeneous: G 6 (41.76), G 8 (10.28). The average diameter of the actual grain increases to 6 points (up to 39 μm). The grain size in die steel affects strength and decreases proportionally to grain growth and leads to an increase in the degree of carbide heterogeneity. High temperature leads to decarburization of the surface and to increased energy costs.
Меняли время нагрева под закалку прошивного пуансона в печи 0,5 часа, 0,85 часа, 2,5 часа, 3 часа, 3,5 часа и 4 часа при средних значениях времени нагрева при подогреве и отжиге, времени при подогреве под закалку и первичном и вторичном отпуске, температур режима подогрева, закалки и температур первичного и вторичного отпуска, выдержке с печью. Достаточным временем нагрева в печи было принято время нагрева 1-2 часа.The heating time for quenching of the piercing punch in the furnace was changed to 0.5 hours, 0.85 hours, 2.5 hours, 3 hours, 3.5 hours and 4 hours with average values of the heating time during preheating and annealing, time during preheating for quenching and primary and secondary tempering, temperatures of the preheating mode, quenching and temperatures of primary and secondary tempering, holding with the furnace. A heating time of 1-2 hours was accepted as sufficient heating time in the furnace.
При уменьшении времени нагрева под закалку до 0,5-0,85 часа при температурах аустенитизации не обеспечивается полный прогрев инструмента, т.е. в структуре металла стали 4Х5МФ1С не обеспечивалась гомогенизация аустенита, а также не обеспечивалось растворение того количества углерода и легирующих элементов, которое может быть переведено в аустенит при данных условиях нагрева. Короткая выдержка не обеспечивает достаточной прокаливаемости и теплостойкости.When the heating time for hardening is reduced to 0.5-0.85 hours at austenitizing temperatures, full heating of the tool is not ensured, i.e. homogenization of austenite was not ensured in the metal structure of 4X5MF1S steel, and dissolution of the amount of carbon and alloying elements that can be converted into austenite under these heating conditions was not ensured. Short holding does not provide sufficient hardenability and heat resistance.
Длительная выдержка более 2,5 часов вызывает рост зерна и обезуглероживание поверхности инструмента.Long exposure for more than 2.5 hours causes grain growth and decarburization of the tool surface.
Меняли температуру первичного отпуска прошивного пуансона 530, 535, 540, 560, 570°С при средних значениях времени нагрева при подогреве отжига, времени подогрева и нагрева под закалку и вторичном отпуске, температуры вторичного отпуска, выдержке с печью. Оптимальной была принята температура подогрева в печи 545-555°С.The temperature of the primary tempering of the piercing punch was changed to 530, 535, 540, 560, 570°C at average values of the heating time during annealing preheating, preheating time and heating for hardening and secondary tempering, secondary tempering temperature, and holding with the furnace. The optimal preheating temperature in the furnace was 545-555°C.
При уменьшении температуры первичного отпуска (530, 535, 540°С) в закаленной стали не успевают пройти процессы распада мартенсита-пересыщенного твердого раствора углерода в α-железе; распада и превращения остаточного аустенита. Карбидная фаза, представленная частицами М3С (Fe3C) при указанных температурах, не может зарождаться в результате взаимодействия железа с углеродом в местах сегрегаций последнего, возникших на начальной стадии отпуска. Такие температуры отпуска не позволяют достичь максимально высокой твердости.When the primary tempering temperature is reduced (530, 535, 540°C), the processes of martensite decomposition - a supersaturated solid solution of carbon in α-iron; decomposition and transformation of residual austenite - do not have time to occur in the hardened steel. The carbide phase, represented by M3C ( Fe3C ) particles at the indicated temperatures, cannot nucleate as a result of the interaction of iron with carbon in the places of segregation of the latter, which arose at the initial stage of tempering. Such tempering temperatures do not allow achieving the highest possible hardness.
При увеличении температуры первичного отпуска с 560 до 570°С и выше возрастает диффузионная подвижность карбидообразующих элементов, продолжается распад твердого раствора на ферритокарбидную смесь разной степени дисперсности. Происходит выделение специальных карбидов типа М2С и МС. Кроме изменений в карбидной фазе, начинают происходить процессы возврата и рекристаллизации в α-фазе. В тонкой структуре происходит перераспределение и аннигиляция дислокаций, выстраивание дислокаций в стабильные стенки, возникновение субзерен, образование полигональной субструктуры. Полигонизационная перестройка дислокационной структуры приводит к образованию малоугловых границ. Кроме того, в мартенсите, имеющем высокую плотность дислокаций, по мере повышения температуры отпуска реализуются процессы возврата первого и второго рода. Комплексное выделение различных карбидов типа М2С приводит к получению максимально завышенной твердости после отпуска.With an increase in the primary tempering temperature from 560 to 570°C and higher, the diffusion mobility of carbide-forming elements increases, and the decomposition of the solid solution into a ferrite-carbide mixture of varying degrees of dispersion continues. Special carbides of the M2C and MC types are released. In addition to changes in the carbide phase, processes of return and recrystallization in the α-phase begin to occur. In the fine structure, redistribution and annihilation of dislocations, alignment of dislocations into stable walls, occurrence of subgrains, and formation of a polygonal substructure occur. Polygonization rearrangement of the dislocation structure leads to the formation of low-angle boundaries. In addition, in martensite, which has a high dislocation density, the processes of return of the first and second kind are realized as the tempering temperature increases. The complex release of various carbides of the M2C type leads to obtaining the maximum increased hardness after tempering.
Меняли время нагрева под первичный отпуск прошивного пуансона в печи (0,5 часа, 0,8 часа, 1,5 часа, 2 часа, 2,5 часа, 3 часа, 3,5 часа и 4 часа) при средних значениях времени нагрева при подогреве, времени нагрева под закалку и вторичном отпуске, температур режима подогрева и температур вторичного отпуска, выдержке с печью. Достаточным временем первичного отпуска в печи было принято 2-3 часа.The heating time for the primary tempering of the piercing punch in the furnace was changed (0.5 hours, 0.8 hours, 1.5 hours, 2 hours, 2.5 hours, 3 hours, 3.5 hours and 4 hours) at average values of the heating time during preheating, the heating time for hardening and secondary tempering, the temperatures of the preheating mode and the temperatures of the secondary tempering, and holding with the furnace. A sufficient time for the primary tempering in the furnace was taken to be 2-3 hours.
При уменьшении времени нагрева первичного отпуска до 0,5-1,5 часа в стали 4Х5МФ1С не обеспечивается достаточная диффузионная активность для протекания процессов распада мартенсита и выделения карбидной фазы в полной мере. Короткая выдержка не обеспечивает полного завершения 1-3 стадий отпуска в полной мере. Это приводит к неравномерности механических свойств и твердости.When the heating time of the primary tempering is reduced to 0.5-1.5 hours in 4Kh5MF1S steel, sufficient diffusion activity is not provided for the processes of martensite decomposition and the precipitation of the carbide phase to the full extent. Short holding does not ensure the complete completion of stages 1-3 of tempering to the full extent. This leads to uneven mechanical properties and hardness.
Длительная выдержка инструмента при первичном отпуске более 3 часов приводит к обильному выделению легирующих элементов из твердого раствора и коагуляции карбидов. Большое выделение и рост карбидной фазы ухудшает механические характеристики изделия.Long-term holding of the tool during primary tempering for more than 3 hours leads to abundant release of alloying elements from the solid solution and coagulation of carbides. Large release and growth of the carbide phase worsens the mechanical characteristics of the product.
Меняли температуру вторичного отпуска прошивного пуансона 580, 590, 600, 610, 630, 640 и 650°С при средних значениях времени нагрева при подогреве, времени нагрева под закалку и вторичном отпуске, температуры вторичного отпуска, выдержке с печью. Оптимальной была принята температура подогрева в печи 615-625°С.The secondary tempering temperature of the piercing punch was changed to 580, 590, 600, 610, 630, 640 and 650°C at average values of the heating time during preheating, the heating time for hardening and secondary tempering, the secondary tempering temperature, and holding with the furnace. The optimal preheating temperature in the furnace was 615-625°C.
При уменьшении температуры вторичного отпуска (580, 590, 600, 610°С) в закаленной и первично отпущенной стали не успевают пройти процессы распада мартенсита - пересыщенного твердого раствора углерода в α-железе; распада и превращения остаточного аустенита. Карбидная фаза, представленная частицами М3С (Fe3C) при указанных температурах, не может зарождаться в результате взаимодействия железа с углеродом в местах сегрегаций последнего, возникших на начальной стадии отпуска. При таких температурах отпуска сталь 4Х5МФ1С имеет высокие прочностные характеристики, низкие пластические характеристики и низкие показатели ударной вязкости.When the secondary tempering temperature is reduced (580, 590, 600, 610°C), the processes of martensite decomposition - a supersaturated solid solution of carbon in α-iron; decomposition and transformation of residual austenite - do not have time to occur in quenched and primarily tempered steel. The carbide phase, represented by M3C ( Fe3C ) particles at the specified temperatures, cannot nucleate as a result of the interaction of iron with carbon in the places of segregation of the latter, which arose at the initial stage of tempering. At such tempering temperatures, 4Kh5MF1S steel has high strength characteristics, low plastic characteristics and low impact toughness.
При увеличении температуры вторичного отпуска 630, 640, 650°С возрастает диффузионная подвижность карбидообразующих элементов, продолжается распад твердого раствора на ферритокарбидную смесь разной степени дисперсности. Происходит выделение специальных карбидов типа М2С и МС. Кроме изменений в карбидной фазе, начинают происходить процессы возврата и рекристаллизации в α-фазе. В тонкой структуре происходит перераспределение и аннигиляция дислокаций, выстраивание дислокаций в стабильные стенки, возникновение субзерен, образование полигональной субструктуры. Полигонизационная перестройка дислокационной структуры приводит к образованию малоугловых границ. В мартенсите, имеющем высокую плотность дислокаций, по мере повышения температуры отпуска при 650°С реализуются процессы возврата первого и второго рода. Сталь 4Х5МФ1С после такого режима термической обработки обладает низкими показателями прочностных характеристик, а также твердости, что не позволяет получить необходимую категорию прочности.With an increase in the secondary tempering temperature of 630, 640, 650°C, the diffusion mobility of carbide-forming elements increases, and the decomposition of the solid solution into a ferrite-carbide mixture of varying degrees of dispersion continues. Special carbides of the M2C and MS types are released. In addition to changes in the carbide phase, processes of return and recrystallization in the α-phase begin to occur. In the fine structure, redistribution and annihilation of dislocations, alignment of dislocations into stable walls, occurrence of subgrains, and formation of a polygonal substructure occur. Polygonization reorganization of the dislocation structure leads to the formation of low-angle boundaries. In martensite, which has a high dislocation density, the processes of return of the first and second kind are realized as the tempering temperature increases at 650°C. After this heat treatment mode, 4X5MF1S steel has low strength characteristics and hardness, which does not allow obtaining the required strength category.
Меняли время нагрева при повторном отпуске прошивного пуансона в печи (0,5 часа, 0,8 часа, 1,5 часа, 2,5 часа, 3 часа, 3,5 часа и 4 часа) при средних значениях времени нагрева при подогреве, времени нагрева под закалку и первичном отпуске, температур режима подогрева и температур первичного отпуска, выдержке с печью. Достаточным временем вторичного отпуска в печи было принято 2-3 часа.The heating time was changed during repeated tempering of the piercing punch in the furnace (0.5 hours, 0.8 hours, 1.5 hours, 2.5 hours, 3 hours, 3.5 hours and 4 hours) at average values of the heating time during preheating, the heating time for hardening and primary tempering, the temperatures of the preheating mode and the temperatures of the primary tempering, and holding with the furnace. A sufficient time for secondary tempering in the furnace was taken to be 2-3 hours.
Уменьшение времени нагрева вторичного отпуска до 0,5-1,5 часов стали 4Х5МФ1С не обеспечивает достаточную диффузионную активность, чтобы процессы распада мартенсита и выделение карбидной фазы протекали в полной мере. Короткая выдержка не обеспечивает полного завершения 4 стадии отпуска в полной мере.Reducing the heating time of secondary tempering to 0.5-1.5 hours of 4Kh5MF1S steel does not provide sufficient diffusion activity for the processes of martensite decomposition and carbide phase precipitation to proceed in full. Short holding does not ensure complete completion of the 4th stage of tempering in full.
Увеличение времени выдержки при повторном отпуске более 3 часов вызывает коагуляцию и интенсивный рост карбидной фазы. Длительное и интенсивное прохождение 4 стадии отпуска приводит к резкому понижению ударной вязкости за счет выделения и укрупнения большого количества фаз-упрочнителей.Increasing the holding time during repeated tempering for more than 3 hours causes coagulation and intensive growth of the carbide phase. Long and intensive passage of the 4th stage of tempering leads to a sharp decrease in impact toughness due to the release and enlargement of a large number of strengthening phases.
Травление образцов проводили в азотной кислоте 5,0 см3, соляной кислоте 50 см3 и дистиллированной воде 50 см3. Исследования проводились на образцах призматической формы с размерами 10×10×55 мм. Твердость образцов проката определяли на приборе Роквелла «Rockwell 574» по шкале С на параллельно шлифованных лысках; механические характеристики - на разрывной машине Inspect 100 table, шкала 20 кг; испытание на растяжение образцов тип II проводились по ГОСТ 1497; микроструктуру - на поперечных микрошлифах с использованием оптического микроскопа «MT 7530F» при увеличениях ×100-×1000. Испытания на ударную вязкость образцов с U-образным концентратором (тип 8 с высотой рабочего сечения 5 мм) при положительных температурах (+20°С) по ГОСТ 5494 на копре маятниковой Walter + baiag.The samples were etched in 5.0 cm3 of nitric acid, 50 cm3 of hydrochloric acid and 50 cm3 of distilled water. The studies were carried out on prismatic samples with dimensions of 10×10×55 mm. The hardness of the rolled samples was determined on a Rockwell 574 hardness tester on a C scale on parallel ground chamfers; mechanical properties - on an Inspect 100 table tensile testing machine, 20 kg scale; tensile testing of type II samples was carried out according to GOST 1497; microstructure - on transverse microsections using an MT 7530F optical microscope at magnifications of ×100-×1000. Impact toughness tests of samples with a U-shaped concentrator (type 8 with a working section height of 5 mm) at positive temperatures (+20°C) according to GOST 5494 on a Walter + baiag pendulum impact tester.
Результаты приведены в таблице 1.The results are shown in Table 1.
Проведенный анализ аналогов показал, что предлагаемое решение соответствует критерию «новизна», полученный технический результат, достигаемый, и совокупность существенных признаков свидетельствуют о соответствии критерию «изобретательский уровень», а проведенные испытания в производственных условиях подтверждают промышленную применимость.The conducted analysis of analogs showed that the proposed solution meets the criterion of “novelty”, the obtained technical result achieved and the set of essential features indicate compliance with the criterion of “inventive step”, and the tests conducted in production conditions confirm industrial applicability.
Таблица 1Table 1
Механические характеристики изделий из стали 4Х5МФ1С по предложенной технологии и требования к категории прочности КТ 110 согласно ОСТ 3-1686-90 «Заготовки из конструкционной стали для машиностроения. Общие технические условия»Mechanical characteristics of products made of 4Kh5MF1S steel using the proposed technology and requirements for strength category KT 110 according to OST 3-1686-90 "Blanks made of structural steel for mechanical engineering. General specifications"
состояние - закаленное с отпускомSample No. 1
condition - hardened and tempered
состояние - закаленное с отпускомSample #2
condition - hardened and tempered
состояние - закаленное с отпускомSample #3
condition - hardened and tempered
(375-429)40-45
(375-429)
Claims (1)
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2837081C1 true RU2837081C1 (en) | 2025-03-25 |
Family
ID=
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU1693087A1 (en) * | 1989-10-06 | 1991-11-23 | Львовский политехнический институт им.Ленинского комсомола | Method of heat treatment of steels |
| RU2058999C1 (en) * | 1993-10-28 | 1996-04-27 | Акционерное общество "Красноярский металлургический завод" | Method of making blanks of tool steels |
| RU2255984C1 (en) * | 2004-01-26 | 2005-07-10 | Открытое акционерное общество "ТРУБОДЕТАЛЬ" | Tempering method for hardened articles of structural and tool steel |
| EP2256225B1 (en) * | 2008-03-28 | 2018-04-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Stainless steel for use in oil well tube |
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU1693087A1 (en) * | 1989-10-06 | 1991-11-23 | Львовский политехнический институт им.Ленинского комсомола | Method of heat treatment of steels |
| RU2058999C1 (en) * | 1993-10-28 | 1996-04-27 | Акционерное общество "Красноярский металлургический завод" | Method of making blanks of tool steels |
| RU2255984C1 (en) * | 2004-01-26 | 2005-07-10 | Открытое акционерное общество "ТРУБОДЕТАЛЬ" | Tempering method for hardened articles of structural and tool steel |
| EP2256225B1 (en) * | 2008-03-28 | 2018-04-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Stainless steel for use in oil well tube |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| Геворгян Г.А. и др. Термическая обработка стали для оправки повышенной стойкости. Международный журнал гуманитарных и естественных наук. Новосибирск, ООО "Капитал", 2022, N 2-1(65), c.70-73. Федулов В.Н. Оптимизация температурного режима закалки для повышения теплостойкости инструментальной стали 4Х5МФ1С в различных заготовках. Часть 1. Влияние температуры нагрева 1040С при закалке в масле и отпуска на твердость на структуру поковок и отливок из стали 4Х5МФ1С. Литье и металлургия. Минск, Институт прикладной физики НАН Беларуси, 2017, N2(87), c.97-103. * |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2688092C2 (en) | Method of making a high-strength steel article and a steel article obtained in such a way | |
| EP2824196B1 (en) | Method for manufacturing press-formed product and press-formed product | |
| JP3966493B2 (en) | Cold forging wire and method for producing the same | |
| JP4435953B2 (en) | Bar wire for cold forging and its manufacturing method | |
| EP2824195A1 (en) | Process for producing press-formed product, and press-formed product | |
| Gorbatyuk et al. | Reindustrialization principles in the heat treatment of die steels | |
| JPWO2017150252A1 (en) | Steel and oil well steel pipes | |
| JP6819198B2 (en) | Rolled bar for cold forged tempered products | |
| JP2020125538A (en) | Steel for cold working machine structures, and method for producing same | |
| JP2002167644A (en) | Heat treatment constant strain cold tool steel and method for manufacturing cold tool using the same | |
| Tolouei et al. | Influence of the as quenched state and tempering temperature on the final microstructure and hardness of a high strength medium carbon steel | |
| JP4737606B2 (en) | Cold die steel with excellent deformation suppression characteristics and galling resistance | |
| RU2442830C1 (en) | Method for production of high-strength steel products | |
| US8377235B2 (en) | Process for forming steel | |
| RU2837081C1 (en) | Method of heat treatment of tool grade “4х5мф1с” | |
| JP3677972B2 (en) | Method for producing steel material for cold forging containing boron | |
| Afanas’ ev et al. | Use of thermocycling deformation for raising the operating properties of low-carbon steel | |
| RU2366728C1 (en) | Method of production of plate iron out of austenite non magnetic steel | |
| Kuzmin et al. | Optimization of perlite steels mechanical properties for car fasteners stamping | |
| Madhuri et al. | Effect of carbon on the microstructure and mechanical properties in wire rods used for the manufacture of cold heading quality steels | |
| Berladir et al. | Application of reinforcing thermocycling treatment for materials of stamps hot deformation | |
| RU2612101C1 (en) | Method of hot-rolled stock preparation for production of hardware fasteners | |
| RU2532600C1 (en) | Strengthening method of fasteners from low-carbon steel | |
| Chang et al. | Microstructure and mechanical properties of a 2000 MPa grade ultrahigh strength boron steel | |
| Opiela et al. | The influence of hot-working conditions on the structure and mechanical properties of forged products of microalloyed steel |