Сталь 20х12внмф характеристики применение

Обновлено: 18.05.2024

Свойства и сварка стали марки 20Х3МВФ (и подобных): в большинстве среднелегированных сталей структуру и механические свойства зоны термического влияния улучшают нормализацией (закалкой) и последующим отпуском. Так как ответственные конструкции из среднелегированных сталей обычно подвергают последующей полной термообработке, возможное ухудшение свойств металла участка перегрева в состоянии после сварки не препятствует применению электрошлаковой сварки.

Повышенное содержание легирующих элементов в среднелегированных сталях может способствовать получению и более стойких форм перегрева, которые не устраняются одноразовой нормализацией или закалкой. Кристаллографически упорядоченная структура металла в околошовной зоне (бейнит, мартенсит, видманштеттова структура) может вызывать структурную его наследственность. Одна из характерных особенностей мартенситного и промежуточного превращений - кристаллогеометрическая связь кристаллических решеток исходной и вновь образующейся фаз. Исходное зерно аустенита при охлаждении после сварки превращается в кристаллики а-фазы, которые близостью ориентировок (текстур) объединены в группы.

Образующиеся в пределах аустенитного зерна текстуры закономерно связаны с кристаллической решеткой аустенита и между собой. Поэтому аустенитные зерна сохраняют индивидуальность. Внутризеренная структура объединяет а-кристаллы, образующиеся в объеме аустенитного зерна, в единый комплекс - псевдозерно, наследующее величину, форму и ориентировку исходного зерна. Такая наследственность при охлаждении может вызвать структурную наследственность металла при нагреве. При медленном или очень быстром нагреве соединения до температур нормализации (закалки) аустенит также образуется кристаллографически упорядоченным механизмом, в результате чего в зоне термического влияния восстанавливается исходное крупное зерно, вызванное перегревом при сварке. Примером могут служить сварные соединения из сталей 20ХЗМВФ, 30ГХ2МФ, 25ХНЗМФ и др. Нормализация таких соединений при температурах на 40-60 К (40-60° С) выше критической точки Ас₃ не приводит к изменению аустенитного зерна в участке перегрева. Оно сохраняется таким же крупным, как и в состоянии после сварки, а ударная вязкость металла остается низкой.

Для устранения последствий перегрева в таких сталях используют то обстоятельство, что крупнозернистый аустенит, образовавшийся при повторном медленном или быстром нагреве перегретой стали, не стабилен в структурном отношении. С увеличением выдержки или повышением температуры в надкритической области (выше Ас₃) он претерпевает рекристаллизацию. Последняя обусловлена внутренним или фазовым наклепом аустенита, вызванным наследственной передачей ему части дефектов мартенсита или бейнита или возникновением дефектов в процессе а - у превращения, сопровождающегося изменением удельного объема. Процесс фазовой перекристаллизации в этом случае состоит из собственно фазового превращения, в результате чего происходит восстановление исходного крупного зерна, и рекристаллизации аустенита, когда крупное зерно заменяется мелким.

Для исправления структуры перегрева необходимо нагревать соединения в температурном интервале рекристаллизации аустенита. Он зависит от состава стали, исходной структуры и режимов нагрева и для многих среднелегированных сталей превышает точку Ас₃ на 100-150 К (100-150° С). При назначении режима термообработки необходимо помнить, что при чрезмерном повышении температуры или увеличении выдержки может происходить собирательная рекристаллизация, или рост зерна аустенита. Поэтому для массивных изделий, температуры и скорости нагрева которых на поверхности и в центральной зоне могут быть различны, после термообработки в интервале рекристаллизации аустенита в ряде случаев прибегают к дополнительному нагреву до температур межкритического интервала Ас₁-Ас₃. Вследствие термообработки в этом интервале температур, как уже упоминалось в п. 9.2, происходят частичная перекристаллизация и измельчение структуры металла. В результате такой сложной термообработки, как это видно на примере стали 25ХНЗМФ, вязкость металла участка перегрева восстанавливается до уровня вязкости основного металла.

Последствия перегрева в сталях, склонных к структурной наследственности, могут быть устранены двойной термообработкой при температурах ниже температуры рекристаллизации аустенита. Были проанализированны свойства металла участка перегрева на сталях 20ХЗМВФ и 30ГХ2МФ после такой термообработки. В общем случае желательно после первого нагрева выше точки Ас₃ охладить сварное соединение замедленно, чтобы произошли распад аустенита на ферритно-перлитную структуру. Тогда повторный нагрев выше точки Ас₃ для нормализации или закалки уже не приведет к восстановлению исходного зерна перегретой стали. Вызвано это тем, что образующиеся в результате диффузионного распада аустенита в перлитной области колонии перлита не обнаруживают резко выраженной ориентационной связи с исходным зерном аустенита и их можно рассматривать как отдельные зерна. Вследствие этого многократная закалка, дающая кристаллографически упорядоченные структуры, может быть менее эффективна для устранения последствий перегрева, чем один полный отжиг с распадом аустенита в перлитной области.

Стойкие формы перегрева можно устранить и одноразовой закалкой (нормализацией), если сварное соединение подвергнуть значительным пластическим деформациям (например, ковке). Крупные аустенитные зерна в процессе деформирования раздробляются, а последующая закалка с отпуском сообщает металлу требуемую прочность и вязкость. Так, например, в сварных соединениях из стали 35ХНЗМФА толщиной 750 мм равноценную ударную вязкость основного металла и зоны термического влияния (1,35-1,64 и 1,43-1,49 МДж/м 2 соответственно) можно получить после ковки и последующей закалки с отпуском. Наиболее эффективно сочетание пластической деформации соединений с термообработкой при изготовлении крупнотоннажных заготовок, изделия из которых формируются с большей степенью укова. Получающаяся при этом однородность структуры особенно важна для изделий со специальными свойствами, например, с высокой магнитной проницаемостью.

Краткие обозначения:
σ_в	- временное сопротивление разрыву (предел прочности при растяжении), МПа	ε	- относительная осадка при появлении первой трещины, %
σ_0,05	- предел упругости, МПа	J_к	- предел прочности при кручении, максимальное касательное напряжение, МПа
σ_0,2	- предел текучести условный, МПа	σ_изг	- предел прочности при изгибе, МПа
δ₅,δ₄,δ₁₀	- относительное удлинение после разрыва, %	σ_-1	- предел выносливости при испытании на изгиб с симметричным циклом нагружения, МПа
σ_сж0,05 и σ_сж	- предел текучести при сжатии, МПа	J_-1	- предел выносливости при испытание на кручение с симметричным циклом нагружения, МПа
ν	- относительный сдвиг, %	n	- количество циклов нагружения
s _в	- предел кратковременной прочности, МПа	R и ρ	- удельное электросопротивление, Ом·м
ψ	- относительное сужение, %	E	- модуль упругости нормальный, ГПа
KCU и KCV	- ударная вязкость, определенная на образце с концентраторами соответственно вида U и V, Дж/см 2	T	- температура, при которой получены свойства, Град
s _T	- предел пропорциональности (предел текучести для остаточной деформации), МПа	l и λ	- коэффициент теплопроводности (теплоемкость материала), Вт/(м·°С)
HB	- твердость по Бринеллю	C	- удельная теплоемкость материала (диапазон 20 o - T ), [Дж/(кг·град)]
HV	- твердость по Виккерсу	p_n и r	- плотность кг/м 3
HRC_э	- твердость по Роквеллу, шкала С	а	- коэффициент температурного (линейного) расширения (диапазон 20 o - T ), 1/°С
HRB	- твердость по Роквеллу, шкала В	σ t _Т	- предел длительной прочности, МПа
HSD	- твердость по Шору	G	- модуль упругости при сдвиге кручением, ГПа

_ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _ _

Сталь Х12МФ инструментальная штамповая

Сталь Х12МФ является высоколегированной (высокохромистой) инструментальной полутеплостойкой сталью высокой твердости с повышенной износостойкостью. Данная сталь широко применяется для изготовления холодных штампов и других инструментов, деформирующих металл в холодном или относительно невысоко нагретом состоянии. Большинство высокохромистых штампованных сталей содержат в среднем 12% хрома (Cr) и высокий процент углерода. Это приводит к образованию большого количества хромистых карбидов (Cr₇C₃).

Именно большое количество карбидной фазы (при всех режимах термической обработки) и делает сталь высокоизносоустойчивой.

Сталь Х12МФ также обладает хорошей ковкостью и шлифуемостью [1].

Необходимую высокую твердость стали типа Х12 можно получить, закаливая
ее от высоких температур (1150 °C) в масле и получая, следовательно, большое количество остаточного аустенита, а затем путем обработки холодом и отпуска
добиваться разложения остаточного аустенита и получать высокую твердость (>60 HRC).

Но чаще сталь типа X12 закаливают с температур, дающих наибольшую твердость
после закалки (от 1050-1075 °C) и последующего низкого отпуска (при 150-180 °C).

Твердость в обоих случаях одинаковая (61-63 HRC), но в первом случае сталь
обладает более высокой красностойкостью, а во втором — большей прочностью.

Твердость стали Х12МФ достигает максимального значения (61-63 HRC) после закалки с 980-1020 °C; сталь сохраняет при этом зерно балла 10 и 15-20 % аустенита (что больше, чем у многих нетеплостойких сталей) [1].

При еще большем увеличении температуры закалки твердость снижается с 50-55 HRC и ниже из-за резкого повышения количества аустенита. С повышением температуры нагрева >1000-1020 °C прочность также снижается, вследствие роста зерен и влияния аустенита [1].

Предел упругости стали Х12МФ (для твердости 56-57 HRC) ~1300 МПа.

Сталь Х12МФ мало деформируются при закалке, а при применении термической доводки деформацию можно свести практически к нулю. Поэтому эту сталь следует рекомендовать для инструмента сложной формы, для которого деформация при закалке недопустима.

Молибден и ванадий в стали Х12МФ — необходимые добавки; они способствуют сохранению мелкого зерна и повышают прочность и вязкость [1].

Примерное назначение инструментальной легированной стали Х12МФ (ГОСТ 5950-2000)

Для холодных штампов высокой устойчивости против истирания (преимущественно с рабочей частью округлой формы), не подвергающихся сильным ударам и толчкам;
для волочильных досок и волок;
глазки для калибрования пруткового металла под накатку резьбы;
гибочные и формовочные штампы;
сложные секций кузовных штампов, которые при закалке не должны подвергаться значительным объемным изменениям и короблению;
матрицы и пуансоны вырубных и просечных штампов;
штамповки активной части электрических машин и электромагнитных систем электрических аппаратов;
для профилировочных роликов сложных форм;
сложные дыропрошивочные матрицы при формовке листового металла;
эталонные шестерени;
накатные плашеки;
волоки;
матрицы и пуансоны вырубных, просечных штампов (в том числе совмещенных и последовательных) со сложной конфигурацией рабочих частей.

Температура критических точек, °C [4]

Химический состав, % (ГОСТ 5950-2000)

Марка стали	Массовая доля элемента, %
Марка стали	углерода	кремния	марганца	хрома	вольфрама	наладим	молибдена	никеля
Х12МФ	1,45-1,65	0,10-0,40	0,15-0,45	11,00-12,50	—	0,15-0,30	0,40-0,60	—

Температура закалки стали Х12МФ [1]

Закалка на первичную твердость		Закалка на вторичную твердость
t, °C	твердость, HRC	t, °C	твердость, HRC
990-1010 *	62-63	1080-1100	54-56

* 1050-1070 °C для повышения теплостойкости и сохранения твердости при значительном шлифовании и 1020-1040 °C для получения минимальной деформации.

Режимы термической обработки стали Х12МФ [4]

I — обычный режим;
II — применяют, если обработка по режиму I не обеспечивает необходимой вязкости:
III -для режущих инструментов, когда требуется износостойкость;
IV — используют тогда, когда требуется неизменность размеров.

Режимы окончательной термической обработки [4]

Обработка холодом [1]

Такая обработка с охлаждением до -70 °C повышает твердость на 1-3 HRC и сопротивление пластической деформации, но снижает вязкость. Возрастание износостойкости при этом незначительно. Обработка холодом используется сравнительно редко для повышения предела выносливости, но при условии выполнения длительного отпуска, в большей степени снимающего создающиеся дополнительные напряжения.

Читайте также: