38 х2мюа сталь расшифровка

Расшифровка марки металла 38Х2МЮА: означает, что в стали содержится 0,38% углерода, Х2 — что содержится до 2% хрома, а что количество магния и алюминия не превышает 1%, буква А в конце свидетельствует о качестве стали и минимальном содержании вредной серы и фосфора не более 0,025% каждого.

Применение для изготовления инструмента: измерительные инструменты изготовляются из высокоуглеродистых сталей У10А, У12А; легированных сталей ХГ, ХВГ, 9ХВГ, Х12, Х12М, ШХ15, 9ХС, Х09, 35ХЮА, 38Х2МЮА, (стали 35ХЮА и 38Х2МЮА применяются для азотируемого инструмента) и малоуглеродистых сталей (для цементации) 10, 15, 20, 15Х, 15ХГ, 20Х, Ст2, Ст3.

Основные требования, предъявляемые к сталям, предназначенным для изготовления измерительного инструмента, следующие: сталь должна быть износоустойчивой, хорошо обрабатываться резанием (получение чистой поверхности), должна обладать наименьшей деформацией при закалке.

Этим требованиям лучше других удовлетворяют легированные стали, такие как 38Х2МЮА.

Азотированные стали обладают весьма высокой твёрдостью (до Rc = 68). В связи с тем, что азотирование происходит при низких температурах, изделия не получают напряжений,обычных при закалке, что является основой для дальнейшего сохранения размеров. Поэтому из азотируемых сталей изготовляют инструмент наиболее сложной конфигурации и работающий в тяжёлых условиях.

Особенности стали 38Х2МЮА: ответственные нагруженные детали прецизионных машин и приборов изготовляют из сложнолегированных конструкционных сталей, например 40ХН2СВА, 38ХМЮА (старое название, новое название марки 38Х2МЮА) и т. п., обработанных на высокую прочность (σ0,2 = 150-170 кгс/мм 2 , σв = 170-190 кгс/мм 2 ). Однако достигаемый комплекс свойств не всегда удовлетворяет предъявляемым требованиям. Актуальной задачей является повышение прочностных свойств в сочетании с необходимым запасом пластичности и высокой размерной стабильностью.

Для этого целесообразно использовать высокотемпературную термомеханическую обработку или кратко (ВТМО). ВТМО заключается в совмещении пластической деформации, проводимой выше температуры рекристаллизации в области существования стабильного аустенита, с немедленной закалкой. ВТМО конструкционных легированных сталей приводит к повышению прочностных свойств и пластичности, увеличивает сопротивление усталости, уменьшает склонность к обратимой и необратимой отпускной хрупкости, повышает длительную прочность. Вследствие протекания возврата и даже начальных стадий рекристаллизации в процессе высокотемпературной деформации, а также наследования мартенситом дислокационной структуры аустенита образующаяся при ВТМО субструктура характеризуется повышенной механической и термической устойчивостью. Это позволяет сохранить эффект обработки после высокотемпературного отпуска и повторной закалки.

Такая структура должна обеспечивать высокое сопротивление стали микропластическим деформациям при комнатной и повышенной температурах. В связи с этим, была исследована возможность использования ВТМО для повышения сопротивления микропластическим деформациям легированных конструкционных сталей.

Для исследования выбраны стали 40ХН2СВА и 38ХМЮА, применяемые для ответственных деталей машин и приборов. ВТМО производили посредством осадки на 50% отрезанных от прутка заготовок и их закалки в масле. Предварительно заготовки перековывали с перепутыванием волокна с целью устранения текстуры. Заготовки перед деформацией нагревали до 950° С, температура окончания деформации составляла 880-900° С. Заготовки, не подвергавшиеся деформации, закаливали с оптимальной для этих сталей температуры 920° С. После отпуска при различных температурах электроискровым методом вырезали заготовки образцов таким образом, чтобы исключить влияние зон затрудненной деформации. Предел упругости и механические свойства определяли при растяжении, релаксационные испытания проводили при изгибе на кольцевых образцах.

По сравнению с закалкой и аналогичным отпуском предел упругости после ВТМО повышается на 20-30%, пределы прочности и текучести — соответственно на 7-10 и 11-13%. В процессе отпуска предел упругости возрастает, достигая максимального значения при 300- 350° С, что связано с рассмотренными выше процессами стабилизации тонкой структуры стали. Увеличение температуры отпуска до 300-400° С приводит к значительному понижению прочностных свойств, в то время как предел упругости стали мало изменяется. После отпуска при 500° С прочностные свойства стали, подвергнутой ВТМО и обычной закалке, различаются незначительно, однако различие в величине предела упругости составляет -10%. Это указывает на относительно высокую устойчивость образующейся в результате ВТМО тонкой структуры. По сравнению с обычной закалкой ВТМО практически не влияет на твердость стали. После ВТМО пластичность стали существенно возрастает.

Результаты релаксационных испытаний при нагрузках, составляющих 0,4 σ0,2, для сталей после закалки и отпуска представлены.

Релаксационная стойкость стали после ВТМО выше, чем после обычной закалки и аналогичного отпуска. Однако этот эффект связан с возрастанием релаксационной стойкости лишь в первоначальный период испытаний. После всех режимов отпуска относительное падение напряжений за 150 ч испытаний примерно в 1,5 раза меньше для образцов, подвергнутых ВТМО.

Скорость релаксации напряжений во втором периоде можно оценивать по тангенсу угла а наклона прямолинейного участка кривой In о — t к оси абсцисс. В образцах после ВТМО падение напряжений на 7-18% больше в сравнении с образцами после обычной закалки.

Таким образом, оказывая благоприятное влияние на повышение сопротивления стали микропластическим деформациям при кратковременном нагружении и прочностные свойства, ВТМО не имеет существенных преимуществ перед обычной закалкой в отношении повышения сопротивления стали микропластическим деформациям при длительных испытаниях в условиях релаксации напряжений.

Рассмотрим полученные экспериментальные данные, исходя из известных представлений о структурных изменениях в стали при ВТМО.

Высокотемпературная деформация аустенита при ВТМО приводит к повышению плотности дефектов в аустените и созданию устойчивых конфигураций дислокаций в связи с процессами полигонизации и начальных стадий рекристаллизации аустенита. В результате «наследования» мартенситом дислокационной структуры аустенита при ВТМО образуется относительно стабильная фрагментированная структура мартенсита с повышенной плотностью дефектов. Повышение стабильности структуры при ВТМО также связано с уменьшением степени пересыщенности мартенсита углеродом (по-видимому, благодаря образованию сегрегаций на дислокациях).

Очевидно, указанные изменения структуры, наряду с дополнительными эффектами ВТМО (измельчением зерна, образованием дисперсных карбидов и др.), должны оказывать благоприятное влияние на характеристики сопротивления стали микропластическим деформациям при кратковременном и длительном нагружениях. В связи с этим полученные эффекты повышения предела упругости и релаксационной стойкости в начальный период релаксации после ВТМО исследованных сталей вполне закономерны. Однако в условиях длительных релаксационных испытаний при 150° С проявляется нестабильность структуры, связанная с более высокой плотностью дефектов (или с более высоким запасом свободной энергии) после ВТМО в сравнении с обычной закалкой. По-видимому, отдельные дислокационные группы, образовавшиеся в результате ВТМО и являющиеся стабильными при кратковременных испытаниях, в условиях длительных испытаний под совместным воздействием температуры, напряжений и термических флуктуаций становятся относительно нестабильными. Поэтому во времени могут проходить процессы их перераспределения в направлении более устойчивых образований, что приводит к понижению релаксационной стойкости во втором периоде испытаний. После отпуска при 500° С и выше не наблюдается понижения релаксационной стойкости стали во втором периоде испытаний. Однако при этом значительно понижаются их прочностные свойства и предел упругости.

Из изложенного следует, что практическое использование благоприятного влияния высокотемпературной термомеханической обработки на сопротивление микропластическим деформациям конструкционной легированной стали, обработанной на высокую прочность, целесообразно для изделий с относительно небольшим ресурсом работы (порядка 150-300 ч).

Краткие обозначения:
σв — временное сопротивление разрыву (предел прочности при растяжении), МПа ε — относительная осадка при появлении первой трещины, %
σ0,05 — предел упругости, МПа Jк — предел прочности при кручении, максимальное касательное напряжение, МПа
σ0,2 — предел текучести условный, МПа σизг — 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
σсж0,05 и σсж — 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 pn и r — плотность кг/м 3
HRCэ — 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

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