CC BY
80forms the connective tissues of the body. Enrichment of the product with bee pollen increased lysine by 1.1 g
Therefore, the qualitative indicators of the aci-dophilic product were researched. It is established that their nutritional value and consumer properties are higher than traditional drinks. The introduction of bee pollen helps to increase the content of vitamins and minerals, as well as increase the biological value of the developed product; the amount of essential amino acids increased by 20%.
References
1. Bernyk I.M. Innovatsiinyi pidkhid do oderzhan-nia vysokoiakisnoho moloka-syrovyny. Tekhnika, en-erhetyka, transport APK. 2019. №3(106). S. 46-55.9.
2. Bernyk I.M., Farionik T.V., N.V. Novhorodska. Veterynarno-sanitarna ekspertyza produktiv tvarynnoho i roslynnoho pokhodzhennia. Navchalnyi posibnyk. Vinnytsia. Vydavnychyi tsentr VNAU, 2020. 232 s.
3. Tamym A.I. Yohurt y analohychnbie kyslo-molochnue produktbi: nauchnue osnovbi y tekhnolo-hyy . SPb.: Yzdatelstvo Professyia, 2003. 664 s.
4. Merkulova N.H. Pererabotka moloka. Prak-tycheskye rekomendatsyy. SPb.: Yzdatelstvo Professyia, 2014. 348 s.
5. Rinne, M, Kalliomaki, M. Effect of probiotics and breastfeeding on the Bifidobacterium and Lactoba-cillusEnterococcus microbiota and humoral immune responses. J Pediatr. 2005.147(2). P. 186-191.
6. Bengmark, S. Colonic food: pre- and probiotics. Am J Gastroenterol. 2000. 95 (1). P.5-7.
7. Solomon A.M. Vbibor y obosnovanye funktsy-onalntikh byfydostymulyruiushchykh ynhrydyentov dlia desertntkh fermentyrovanntkh produktov / Sbornyk nauchntkh trudov «Aktualntie voprost pere-rabotky miasnoho y molochnoho stria». - Mynsk. -Vbipusk 12. - 2018. - S. 62-71
8. Solomon A.M., Novhorodska N.V., Bondar M.M. Kyslomolochni deserty z podovzhenym termi-nom zberihannia : Monohrafiia. Vinnytsia: RVV VNAU, 2019. 155 s.
9. Brovarskyi V. D. Etolohiia bdzhil pry formu-vanni zapasiv bilkovoho kormu. Scientific proceedings of the international network AgroBioNet of the institution and researcher of international research, education and development programme «Agrobiodiversity for improving nutrition, health and life quality. - Nitra, 2015. R. 65-68.
10. Kovalskyi Yu. V. Tekhnolohiia oderzhannia produktiv bdzhilnytstva. Lviv: LNUVM ta BT imeni S. Z. Hzhytskoho, 2014. 263 s.
11. Novhorodska N.V. Molochni produkty na os-novi produktiv bdzhilnytstva. Danish Scientific Journal. 2020. №30. S.41-48
12. Novhorodska N.V. Tekhnolohiia kyslomo-lochnoho napoiu na osnovi fitosyrovyny. Zbirnyk nau-kovykh prats «Ahrarna nauka ta kharchovi tekhnolo-hii» VNAU, 2019. V. 5 (108). T. 2. S. 91-101.
13. DSTU 3127-95 "Obnizhzhia bdzholyne (py-lok kvitkovyi) i yoho sumishi. Tekhnichni umovy". Derzhstandart Ukrainy, 1995. 28 s.
АЗОТИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ
Гахраманов В. Ф.
Азербайджанский Технический Университет старший преподаватель «Металлургия и металловедение», Доктор философии в области
технологий. Баку, Азербайджан
NITROGENING TOOL STEELS
Gahramanov V.
Azerbaijan Technical University, Department of Metallurgy and metalscience. PhD in Technology. Baku,
Azerbaijan
Аннотация
В статье исследованы различные группы инструментальных сталей (быстрорежущие штамповые стали для штампов холодной штамповки, стали для штампов горячей штамповки и менее легированные стали) и влияние состава сталей на процесс азотирования. Установлены оптимальные режимы азотирования высокоуглеродистых инструментальных сталей, рекомендовано азотирование режущих насадных инструментов вместо цианирования.
Abstract
The article investigates various groups of tool steels (high speed die steels for cold stamping dies, steels for hot stamping dies and less alloyed steels) and the effect of the composition of steels on the nitriding process. The optimal modes of nitriding of high-carbon tool steels have been established, nitriding of cutting attachment tools is recommended instead of cyanidation.
Ключевые слова: состава, режимы, азотирование, быстрорежущие, диффузия, сталь, высокоуглеродистых.
Keywords: composition, modes, nitriding, high-speed, diffusion, steel, high-carbon.
Введение. Условия образования, строение и свойства азотированного слоя высокоуглеродистых инструментальных сталей во многом отличны от аналогичных характеристик азотированного слоя конструкционных сталей. Это связано с тем, что легированные высокоуглеродистые стали имеют специальные карбиды, устойчивые против растворения, и переменной состав твердого раствора, изменяющийся в зависимости от термической обработки. Поэтому закономерности, установленные для конструкционных сталей, не могут быть полностью распространены на инструментальные стали [4]
Мы исследовали азотирование основных инструментальных сталей: 1) быстрорежущих (Р9, Р12, Р18); 2) высокохромистых штамповых для холодной штамповки (Х12М, Х12Ф1, Х6ВФ); 3) штамповых для горячей штамповки (3Х2В8Ф,4Х5В2ФС); 4) менее легированных сталей (7ХГ2ВМ, ХВГ,9ХС). Азотированный слой этих сталей отчетливо наблюдается только у быстрорежущих и высокохромистых сталей резко выраженной границы слоя нет [1].
Основная часть. Азотированный слой всех инструментальных сталей представляет собой
двухфазную смесь: твердый раствор повышенной трави-мости и светлые нитриды. Увеличение продолжительности азотирования (до 6 ч при 5200 С) вызывает образование тонких нитридных прожилок у быстрорежущих и высокохромистых сталей и хрупкой е-фазы у менее легированных сталей (рис. 1, а и б).
Повышение температуры азотирования до 560 0С неблагоприятно сказывается на структуре слоя. Уже при длительности процессе 5-6 ч хрупкая е-фазы и грубые нитридные прожилки в виде сетки возникают и в слое сталей первых трех групп (рис. 1, в).
Продолжительность выдержки при азотировании, необходимая для образования е-фазы у сталей различных марок при закалке с обычно принятых температур (отпуск при 540-560 0С), указана в табл.1
Строение азотированного слоя стали данного состава зависит и от предварительной термической обработки. Быстрорежущая сталь Р18, закаленная с обычно принятых высоких температур (1280 0С), получает разорванную нитридную сетку при азотировании в течение 6 ч при 520 0С [5].
Рис.1. Микроструктура азотированного слоя (Х45): а-сталь Х12М (520 0С, 6 ч); б-сталь 7ХГ2ВМ (520 0С, 6 ч); в- Х12М (560 0С, 6 ч).
Продолжительность выдержки при азотировании сталей
Таблица 1
Марки стали Выдержка в ч при температуре
520 0С 560 0С
Р18 12 6
Х12М 8-10 5-6
3Х2В8Ф 12 6
7ХГ2ВМ 6 3
При закалке в пониженных температур (10501100 0С) сетка не образуется. Это относится и к условиям образования е-фазы. После азотирования быстрорежущей стали Р18 при 520 0С в течение 15 ч толщина слоя е-фазы составляет 0,005 мм, если сталь была закалена с 1050-1100 0С и увеличивается до 0,01-0,02 мм у той же стали, закаленной с 1280 0С [3, 7]
В слое высоколегированных инструментальных сталей, имеющих устойчивые специальные
карбиды (МбС, СГ7С3, Сг2зСб), которые в отличие от цементита не растворяются при температурах азотирования и активно не взаимодействуют с азотом, образуются нитридные фазы в результате взаимодействия азота с твердым раствором. Рентгено-структурный и послойный химический анализы анодного осадка и твердого раствора, проведенные М.Н. Козловой, показали наличие в азотированном слое сталей сложных нитридов состава Бе)^ и (Сг, Бе) N (табл. 2 и 3).
Таблица 1
Распределение азота и легирующих элементов в поверхностном слое стали Р18, подвергнутой закалке с _1280 0С и отпуску при 560 0С (азотирование при 520 0С в течение 6 ч)_
Глубина слоя в мм Содержание элементов в % к металлу
В анодном осадке В твердом растворе
Cr W V Fe N Cr W V N
0,016 3,60 15,61 1,10 7,70 1,40 0,34 0,26 нет -
0,032 4,12 17,70 1,40 8,90 1,30 0,31 0,35 нет 0,69
0,050 4,10 17,06 1,20 9,11 1,20 0,30 0,34 0,07 0,66
0,066 4,00 17,60 1,20 8,00 0,98 0,40 0,40 0,10 0,53
0,081 3,10 16,60 1,10 7,70 0,38 1,30 1,30 0,10 0,51
0,096 2,30 16,60 1,10 7,60 0,06 1,90 1,90 0,10 0,48
0,14 2,20 16,70 1,06 7,60 0,03 2,10 2,10 - 0,12
В менее легированных инструментальных сталей четвертой группы, как и в классическом нит-роллое, образуются карбонитридные фазы.
В соответствии с этим твердость и толщина слоя инструментальных сталей разного состава и структурного состояния неодинаковы. Наиболее высокую твердость получают быстрорежущие стали (первая группа сталей); твердость быстрорежущей стали достигает ИУ1340-1460, т.е. на 200 единиц выше, чем у классическая нитроллоя (сталь 38ХМЮА) при температуре азотирования 520 0С, и на 500 единиц при 560 0С.
Повышение температуры азотирования быстрорежущих сталей с 520 до 560 0С почти не снижает твердости слоя. Высокохромистые стали также
приобретают высокую твердость (ИУ1160-1240), однако она достигается азотированием при более низких температурах (510-5200С). Повышение температуры азотирования до 560 0С снижает твердость на 50-60 единиц. Хромовольфрамовые стали) третья группа приобретают несколько меньшую твердость (ИУ1080-1160); при нагреве твердость снижается незначительно. Для этих сталей допустимы более высокие температуры азотирования (540-560 0С). Менее легированные за эвтектоидные стали имеют наиболее низкую твердость (ИУ630-700) при температуре азотирования не выше 520 0С. Более высокая твердость (ИУ1100-1160) обнаруживается у стали 7ХГ2ВМ с 2% Мп
Таблица 1
Распределение азота и легирующих элементов в поверхностном слое стали Х12М, подвергнутой за_калке с 1030 0С и отпуску при 540 0С (азотирование при 520 0С в течение 6 ч)_
Глубина слоя Содержание элементов в % к металлу
В анодном осадке В твердом растворе
Cr Мо Fe N Cr Мо N
0,007 6,8 0,37 6,40 2,45 1,71 0,14 -
0,020 8,5 0,40 4,70 2,32 1,26 0,12 1,52
0,039 10,3 0,46 4.30 2,20 0,94 0,10 0,71
0,061 10,4 0,55 3,90 2,00 0,76 0,10 0,36
0,084 10,2 0,51 8,70 0,99 1,00 0,12 0,28
0,11 8,8 0,47 8,40 0,37 2,70 0,20 0,26
0,14 8,5 0,37 6,80 0,05 2,80 0,20 0,18
Продолжительность азотирования, необходимая для поучения высокой твердости (более HV1000), зависит от состава твердого раствора. При температуре азотирования 520 0С выдержка составляет 10-15 мин для сталей первой группы, не менее 3-4 ч-для сталей второй и третьей групп и 56 ч для сталей четвертой группы. Исследования показали, что твердость слоя определяется в основном составом твердого раствора; количество и дисперсность карбидной фазы оказывают меньшее влияние. Твердость возрастает в результате повышения температуры закалки и снижения температуры отпуска, уменьшающих количество карбидной фазы, но увеличивающих легированность твердого раствора [6,8]
Твердость азотированного слоя быстрорежущих сталей Р9, Р18, имеющих одинаковый состав
твердого раствора, одна и даже (НУ 1340), несмотря на значительное различие в количестве карбидной фазы. Твердость слоя стали 4Х5В2ФС, содержащей больше хрома в растворе, на НУ 50-90 выше, чем твердость слоя на стали 3Х2В8Ф, имеющей в1,5-2 раза больше карбидной фазы. Характерно поведение сталей, имеющих одинаково высокое содержание хрома (12%), но различное содержание углерода. Твердость слоя у стали 1Х13, имеющей мало карбидов, на НУ 100-180 выше, чем твердость слоя у стали Х12М, у которой значительная част хрома связана в карбиды.
Установлено, что чем более легирован твердый раствор, тем меньше толщина слоя. Инструментальные стали по достигаемой максимальной толщине слоя можно расположить в следующий возрастающий ряд (азотирование при 5200С в течение 6 ч [9,10].
Марка стали Р18 Р12 Х12М 9ХС 4Х5В2ФС 3Х2В9Ф 3Х2В9Ф ХВГ
Толщина 0,04 0,055 0,06 0,06 0,07 0,12 0,13 0,14
Слоя в мм 0,05 0,06 0,08 0,07 - 0,13 0,14 0,15
Сталь 38ХМЮА в этих условиях имеет слой наибольшей толщины (0,16-0,17 мм). Наименьшая толщина слоя наибольшей толщины (0,16-0,17 мм). Наименьшая толщина слоя наблюдается у сталей первой группы, легированных вольфрамом (1218%), и у сталей второй группы, легированных хромом. Рост слоя задерживает также кремний (стали 9ХС и 4Х5В2ФС).
Увеличение числа карбидов, особенно дисперсных, выделившихся при отпуске, уменьшает толщину слоя. Эти карбиды препятствуют диффузии атомов (ионов) азота, увеличивая путь диффузии. В соответствии с этим снижение температуру закалки (например, у стали 3Х2В8Ф с 1100 до 950 0С) или повышение температуру отпуска, понижающие легированность твердого раствора, способствуют увеличению толщины слоя на 0,03-0,04 мм. Величина остаточных напряжений и механические свойства азотированных сталей находятся в соответствии с приведенной классификацией [8,9]
Испытания на установке оптико-механического действия, проведенные канд. техн. наук В.В. Николенко, показали, что азотирование инструментальных и конструкционных сталей приводит к возникновению сжимающих напряжений. Величина остаточных напряжений уменьшается с увеличением толщины слоя. У сталей первой группы, сохраняющих мартенситную структуру, наблюдаются высокие остаточные напряжения (малая толщина слоя). Напря-жения резко снижаются (с 170 до 100 кГ/мм2) с увеличением толщины слоя с 0,010,02 мм до 0,04-0,05 мм. У высокохромистых сталей второй группы, имеющих троосто мартенсит-ную структуру, остаточные напряжения ниже (6770 кГ/мм2); они сохраняются при большей толщине слоя (0,08-0,12 мм). Значительно меньшая зависимость величины остаточных напряжений от толщины слоя наблюдается у хромовольфрамовых сталей третьей группы, имеющих трооститную структуру.
Прочность азотированных стали уменьшается с увеличением толщины азотированного слоя. Уменьшение прочности в зависимости от толщины слоя у всех сталей имеет три периода: 1) резкое снижение прочности при наличии тонкого слоя (0,010,03 мм); 2) замедление уменьшения прочности при большей слоя и рои толщине и при наличии слоя е-фазы.
Вязкость азотированных сталей, наоборот, уменьшается менее заметно в случае слоя малой толщины. У сталей первой группы наблюдается наиболее резкое снижение прочности и вязкости и увеличением толщины слоя. Для получение лучшего сочетания механических свойств толщина слоя не должна превышать 0,02-0,03 мм при закалке с высоких температур (1280 0С-для стали Р18) и 0,05-0,07 мм при снижение температуры закалки (1100-1120 0С). Испытания показали, что
прочность и вязкость азотированной стали при равной толщине слоя (0,01-0,02 мм) одинаковы.
Прочность и вязкость азотированных сталей второй группы остаются более высокими, чем у быстрорежущих сталей при увеличении толщины слоя до 0,04-0,05 мм. Эти свойства резко снижаются только при увеличении толщины слоя до 0,100,15 мм
Наиболее высокие прочность и вязкость в азотированном состоянии сохраняют хромовольфра-мовые сталей третьей группы. Резкое снижение наблюдается лишь при увеличении толщины слоя до 0,25-0,30 мм. Сохранение повышенной твердости сердцевины (ЖС 50 вместе HRC 45) сопровождается снижением прочности и особенно ударной вязкости.
Исследования показали, что между износостойкостью и твердостью азотированных сталей нет прямой зависимости, наблюдаемой у сталей с меньшей твердостью, что объясняется повышенной хрупкостью азотированного слоя, наблюдающейся при увеличении его толщины и при наличии е-фазы. Повышение износостойкости достигается и при увеличении прочности и вязкости. Повышение температуры азотирования с 520 до 5600С, сопровождающееся образованием хрупкой е-фазы и грубых нитридных прожилок, сильно ухудшает износостойкость.
Износостойкость определялась при статических испытаниях по методу Савина при нагрузке 15 кГ, а также при ударно абразивном износе на машине конструкции В. В. Виноградова, Г. К. Шрей-бера и г. М. Сорокина. Изменение износостойкости при статических испытаниях в зависимости от толщины азотированного слоя для указанных групп сталей различно. У быстрорежущих сталей высокая износостойкость, как и прочность, обеспечивается при малой толщине слоя 90,02-0,03 мм). Увеличение толщины слоя до 0,04-0,05 мм снижет износостойкость, тем не менее она остается в 1,5 раза выше, чем у неазотированной стали. При одинаковой толщине слоя (0,02-0,03 мм), прочности и вязкости, износостойкость азотированной быстрорежущей стали вследствие ее большей твердости выше, чем у цианированной. У высокохромистых сталей с более высокой прочностью и вязкостью допускается и большая толщина слоя (0,08-0,12 мм). При одинаковой толщине слоя (0,06-0,08 мм) объём изношенной лунки (испытания Савину) в 4-раз меньше, чем у стали первой группы.
Еще большая зависимость износостойкости от прочности и вязкости наблюдается при ударно и абразивном износе. Испытания показали, что при правильном выборе толщины слоя износостойкость при умеренных динамических нагрузках не уменьшается.
Меньшая износостойкость была поучена у стали первой группы. Для них допустима наимень-
шая толщина слой (0,015-0,12 мм). Увеличение толщины слоя до 0,04-0,05 мм резко снижает износостойкость; в этом случае суммарный линейный износ в 1,3 раза меньше, че у неазотированных сталей. Высокая износостойкость сохраняется у сталей второй и третьей групп, как более вязких. Тем не менее, толщина слоя должна выбираться меньшей (0,065-0,070 мм для стали Х12М и 0,12-0,13 мм для стали 3Х2В8Ф), чем в случае работы без динамических нагрузок.
Усталостную прочность стали 3Х2В8Ф определяли на образцах диаметром 7,50 мм без надреза в условиях изгиба при вращении с циклом 10-7 оборотов.
Азотирование выполнялось по двум схемам: 1) до закалки (520 0С, 12 с, с последующей закалкой с 1000 0С и отпуском при 550 0С); твердость слоя HV 730-780, сердцевины HV 500-520; толщина азотированного слоя 0,20-0,24 мм; 2) после закалки (с нагревом до 10500С и отпуском при 620 0С) при 520 0С, длительностью 6 и 12 ч; твердость слоя HV 1080-1100, твердость сердцевины HV 440-450; толщина слоя 0,12-0,14 и 0,18-0,12 мм соответственно. Азотирование способствует значительному повышению усталостной прочности
Высокие результаты были получены при толщине азотированного слоя 0,18-0,20 мм (азотиро-ванне при 5200С в течение 12 ч). Усталостная прочность азотированной стали в 2 раза выше (85 кГ/мм2), чем у неазотированной стали (46 кГ/мм2).
Азотирование перед закалкой способствует значительному повышению усталостной прочности (80 кГ /мм2), однако она несколько ниже, чем при азотировании после закалки. Небольшое снижение прочности можно объяснить как увеличением толщины слоя (0,20-0,24 мм), так и более низкой твердостью слоя HV 730-780.
Характеристика сопротивления сталей нере-грузкам оценивалась по отношению предела усталости с-1 к напряжению при заданном цикле испытаний Исследования показали, что при напряжениях выше с-1 и отношении =1^ 1,12
"-1
азотированные образцы выдерживают большие перенапряжения и имеют большее сопротивление разрушению, чем не азотированные.
При больших перегрузках, соответствующих отношению = >1,12, азотированные образцы не
имеют преимуществ перед неазотированными.
Высокая теплостойкость достигается для слоя определенной толщины. Диффузия азота в глубь, металла при нагреве до 600-700 0С (нагрев возникает в поверхностном слое штампов и режущих инструментов) снижает твердость слоя небольшой толщины сильнее и ха более короткий срок. После нагрева при 625 0С в течение 4 ч твердость слоя быстрорежущей стали Р18 снижается до HV 12001240; хромовольфрамовой стали 3Х2В8Ф и высокохромистой стали Х12М-до HV 940-1000; хро-момарганцовистой стали 7ХГ2ВМ-до HV 740-780; стали ХВГ-до HV 490-510. Азотированноый слой стали 38ХМЮА после такого же испытания сохраняет твердость не выше HV 830-870.
Теплостойкость азотированного слоя быстрорежущей стали выше, чем цианированного. Это подтверждает, что нитриды азотированного слоя имеют меньшую склонность к коагуляции, чем более сложные карбонитриды, образующиеся при цианировании.
Существенно, что теплоемкость азотированного слоя, в отличие от не азотированного стали, значительно меньше зависит от температуры закалки. После нагрева при 650 0С твердость слоя стали Р18, закаленной с 1100 0С, остается на том же уровне, как и у стали, закаленной с 1280 0С, тогда как твердость не азотированной стали, закаленной с 1100 0С, снижается на HV 100-180.
Влияние азотирования на остальные механические свойства при нагреве менее значительно. Ударная вязкость сталей первой группы (быстрорежущих) снижается при 600 0С, особенно с увеличением толщины слоя с 0,02 до 0,05 мм, вследствие выделение дисперсных нитридов из а-раствора, Вязкость сталей третьей группы возрастает с повышением температуры испытаний: у стали 4Х5В2ФС выше (в 1,5 раза), чем у стали 3Х2В8Ф.
Исследования показал, что азотирование в 4-5 раз уменьшает растворимость стали в жидких алюминиевых сплавах. Образование е-фазы улучшает стойкость стали в жидкой среде, поэтому детали прессформ их сталей третьей группы целесообразно азотировать на наибольшую толщину. Лучшую стойкость против коррозии из сталей третьей группы имеет сталь 4Х5В2ФС, содержащая больше хрома в твердом растворе, чем сталь 3Х2В8Ф.
Результаты проведенного исследования показали, что азотировать целесообразно: 1) режущие и накатные инструменты (вместе цианирования); наиболее эффективно азотирование насадных инструментов и инструментов, не имеющих длинной хвостовой части или если твердость хвостовой части допускается ниже HRC35; 2) штампы для холодной штамповки, вытяжные, вальцовочные и обрезные штампы, работающие с небольшими динамическими нагрузками; 3) штампы для горячей штамповки, работающие при повышен-ном износе, и 4) пресс-формы для литья под давлением алюминиевых, магниевых и цинковых сплавов.
Азотирование повышает стойкость режущих инструментов. Испытания проводили на сверлах диаметром 8; 10,4 и 12,7 мм и метчиках диаметром 30 мм на нескольких заводах. Во всех случаях наблюдалось повышение стойкости азотированных инструментов в 1,5-2 раза (что на 25-30 % выше, чем цианированных сверл при снижении затрат на химикотермическую обработку на 30%).
Полученные результаты позволили рекомендовать азотирование режущих насадных инструментов вместо цианирования на заводах, имеющих оборудование для выполнение азотирование конструкционных сталей.
ВЫВОДЫ
1. Легирующие элементы, присутствующие в твердом растворе инструментальных сталей, затрудняют диффузию азота; чем выше температура плавления добавляемого металла (О; Mo, W), тем
сильнее его задерживающее влияние на диффузию. В этом же порядке (при одинаковых условиях ведения процесса) уменьшается толщина слоя и, наоборот, возрастают твердость и теплостойкость.
2. Специальные карбиды М6С, М23С6 не растворяются при нагреве для азотирования и мало взаимодействуют с дифундирующими атомами азота. Задерживающее влияние карбидов, служащих механическим препятствием для диффузии азота, проявляется менее сильно, чем легирование твердого раствора.
3. В азотированном слое высоколегированных инструментальных ста-лей образуются нитридные фазы типа (Сг, (Cr,Fe)2N и лишь небольшое количество азота может присутствовать в карбо-нитридной фазе; часть азота растворена в а-фазе. При достижении предельной концентрации азота в растворе и образовании нитридов на поверхности возникает более хрупка карбо-нитридная е-фаза.
4. Нитридные фазы вольфрамовых и хромистых сталей сообщают азотированному слою высокую твердость (ИУ1340-1460 для стали Р18); повышенную устойчивость против коагуляции при нагреве; высокую стойкость против растворения в жидких алюминиевых сплавах (стойкость возрастает при образовании е-фазы); высокие режущие свойства (стойкость и режущих и накатных инструментов повышается в 1,5-2 раза) и высокую усталостную прочность (в 2 раза выше, чем у неазоти-рованной стали).
5. Целесообразно выделить, следующие группы инструментальных сталей.
Быстрорежущие стали, испытывающие дисперсионное твердение при отпуске и сохраняющие мартенситную при азотированию. Они получают максимальную твердость (ИУ1340-1460) при меньшем различии в твердости азотированного слоя и сердцевины (ИУ 740-790). Для стадей нужна меньшая толщина слоя (0,01-0,025 мм).
Высокохромистые стали (Х12М, Х12Ф1 и Х6ФВ), упрочняющиеся только за счет мартенсит-ного превращения при закалке и испытывающие частичный распад мартенсита при отпуске. Они сохраняют большую вязкость, особенно при закалке с пониженных температур (980-10000С для сталей Х12М, Х12Ф1) и получают несколько меньшую твердость (ИУ 1160-1240). Для них допустима большая толщина слоя (0,08-0,12 мм).
Хромовольфрамовые штамповые стали с меньшим содержанием углерода. Эти стали, подвергаемые отпуску на твердость ИЯС 42-45, получают более высокую вязкость и твердость (ИУ 1100-1210) и высокую теплостойкость (твердость ИУ 700 сохраняется после нагреве до 670-6800С). Для них допустима толщина слоя 0,20-0,25 мм. Азотирование усиливает тепловую хрупкость стали 3Х2В8Ф при 600-6500С, но не ухудшает пластичности стали 4Х5В2ФС.
Менее легированные стали (7ХГ2ВМ, 9ХС, ХВГ), не обладающие теплостойкостью. Твердость
сердцевины при азотировании этих сталей сильно снижается. Для стали 7ХГ2ВМ рационально применять азотирование перед закалкой.
6. Режимы азотирования.
Для сталей первой группы: а) 510-520 0С в течение 15-20 мин для инструментов диаметром 8-15 мм, 25-35 мин для инструментов диаметром 16-30 мм и 60 мин для инструментов большего сечения; б) 5600С в течение 10-20 мин.
Для сталей второй группы: 510-520 0С в течение 8-12 ч. Температура закалки сталей Х12М и Х12Ф1-980-1000°С, отпуск при 530-5400С.
Для сталей третьей группы: а) 530-5400С в течение 12-16 ч; б) в начале при 520-540 0С, 6-8 ч, затем при 550-560 0С, 4-6 ч. Температура закалки 1000-1050 0С, отпуск при 560-600 0С.
Список литературы
1. Намазов С.Н., Гахраманов В.Ф. "Изучение влияния азотирования свойства соединений на основе железа». Научно-техническая конференция, посвященная Году промышленности. АзТУ-Национальная Авиационная Академия, Баку, 2014, с. 6165
2. Намазов С.Н., Гахарманов В.Ф. «Технологические особенности хи-мико-термической обработки выпеченных тестовых композиций». Научные труды, АзТУ, спец выпуск, Баку, 2013, с.75-77.
3. Намазов С.Н., Гахраманов В.Ф. «Улучшение механических свойств порошковых композиционных материалов на основе железа после цементации и борирования». Висник Национального техничного Университету «XIII». Серия: Автомоби-лета тракторобудування. №49 (1325) 2018. Зборник наукових прац. Харкив НТУ №ХП1», 2018. Ст 6366
4. Геллер Ю.А., Голубева Е.С. Повышение качества штамповой стали 3Х2В8Ф выбором оптимального режима термической обработки. «Куз-нечно-штамповое производство», 1962, №8.
5. Глускин Д.Я. Влияние предварительной химико-термической обработки железа и стали на взаимодействие с жидким цинком. «Металловедение и термическая обработки металлов», 1961, №3.
6. Дворцин М.Д., Яхнина В. Д. к вопросы азотирования нержавеющих сталей. «Химическое и нефтяное машиностроение». 1966, №2, стр.13
7. Геллер Ю.А. Инстурментальные стали. М., Металлургиздат, 1961.
8. Гуревич Б.Г., Трунина Е.В. Повышение усталостной прочности пружин быстроходного дизеля азотированием. Энергомашиностроение,1998, № 4.
9. Лахтин Ю. М. Физические основы азотирования. М. Машгиз. 1948.
10. Геллер Ю.А., Голубева Е.С. Повышение качества штамповой стали 3Х2В8Ф выбором оптимального режима термической обработки. «Куз-нечно-штамповое производство», 1962, №8.
