Технологии изготовления режущего инструмента

Рис. 7 Ванна для электролитического травления

Ванна снабжается подвесным конвейером для передвижения подвесок или корзин с деталями и для переноса из одной ванны в другую. Такие агрегаты используют в чистовых термических цехах для очистки деталей от окалины вместо дробеструйных аппаратов.

- ванны промывки, по 1 ванне для каждого вида инструментов. В данной ванне детали промывают горячим содовым раствором с последующим охлаждением водой. Внутренняя часть сварного корпуса ванны разделена перегородкой на две секции. В первой секции на детали сверху и снизу подается горячий раствор через распределители с разбрызгивателями, во второй секции детали охлаждаются проточной водой. Конвейерная лента натянута на два гладких барабана. Вал ведущего барабана приводится во вращение электродвигателем переменного тока через трехступенчатый шкив. Содовый раствор, подаваемый насосом из бака через фильтр в распределитель с разбрызгивателями, промывает детали и возвращается в бак. Разогрев раствора и поддержание его температуры обеспечивается подачей пара. Сверху ванна закрыта съемной крышкой.

- ванны нейтрализации, по 1 ванне для каждого вида инструментов.

- ванны пассивирования, по 1 ванне для каждого вида инструментов. Ванна (рис. 8) состоит из корпуса 1, трех штанг 4 для навешивания деталей, бортовых отсосов, двух скоб для транспортирования ванны. Футеровка ванны производится винипластом листовым или пластикатом. Ванна устанавливается на опорах 2. Перед футерованием ванны корпус провернется на герметичность, обезжиривается бензином-растворителем и покрывается кислотостойким лаком. Перед пассивированием поверхность детали обезжиривается электрохимическим способом, промывается в воде, протравливается, снова промывается в воде и потом пассивируется в растворе 5-10% нитрата натрия. Использование ванны улучшает качество поверхности инструмента.

Рис. 8 Ванна пассивирования

В качестве вспомогательного оборудования на участке используется:

- для контроля температуры и времени режима на каждой ванне установлен потенциометр, преобразователь и часы.

- цепные конвейеры (рис. 9) для передвижения приспособления с деталями в соответствующих ваннах и передачи их от одной ванны к другой. Движение конвейеров происходит по замкнутой трассе. Тяговым устройством является цепь, огибающая ведущую и направляющую звёздочки. Цепь имеет ходовые ролики, которые катятся по нижней полке двутавровой балки. К осям роликов прикреплены подвески с крючками, на которые вешаются приспособления с деталями. Приводная станция конвейера состоит из электродвигателя и передаточного механизма с вариатором, служащим для изменения скорости движения конвейера.

Рис. 9 Схема цепного конвейера 1 - подвесной рельс; 2 - тяговая цепь; 3 - рабочая каретка; 4 - холостая каретка; 5 - приспособление с деталями; 6 - сетчатое ограждение

Таблица 2.5 Сводная ведомость оборудования

Оборудование	Модель	Назначение	Характеристика	Кол-во шт	Мощн. кВт
Основное оборудование
Ванна соляная	СВС-2.4.4/8,5	отжиг	Рабочая температура 650-920С	3	35
Ванна соляная	СВС-3.8.4/8,5	закалка I подогрев	Рабочая температура 500С	3	35
Ванна соляная	СВС-2,5.6.4/8,5	закалка II подогрев	Рабочая температура 800-850С	3	50
Ванна соляная высокотемп.	СВС-2.3.4/13	закалка III подогрев	Рабочая температура 1200-1230С	3	75
Ванна селитровая электрическая	9978.1817	отпуск	Рабочая температура 550-580С	3	35
Дополнительное оборудование
Прибор Бринелля	ТШ	измерение	нагрузка 1000кг	2	-
Прибор Роквелла	ТК	измерение	нагрузка 150кг	2	-
Камера охлаждения	-	охлаждение	-	3	-
Ванна выварки	-	очистка	Рабочая температура 370-400єС	3	-
Ванна травления	-	очистка	Рабочая температура 60-70єC	3	-
Ванна промывки	МКП	промывка	-	3	-
Ванна нейтрализации	-	нейтрализация	-	3	-
Ванна пассивирования	-	пассивирование	-	3	-
Вспомогательное оборудование
Потенциометр, преобразователь, часы	КСП3, ТХА-0806 16р	контроль температуры и времени режимов	-	15	7
Кран балка	КБ-1	перевозка	Q=1т	1	7,5
Монорельс с тельфером	Т-0,25	перевозка	Q=0,25т	1	3,5
Конвейер цепной	-	передвижение в ваннах	-	3	-

2.5 Расчет энергии участка

Определяем потребность цеха в различных видах энергии. Потребляемая энергия рассчитывается по формуле, кВт:

где Ni - мощность каждого токоприемника из паспортных данных оборудования, кВт: - полуавтоматическая линия из печей-ванн для инструментов (3) - 495 кВт;

- кран балка (1) - 7,5 кВт;

- тельфер (1) - 3,5 кВт.

Kc - коэффициент спроса, применяется равным 1,05.

Годовой расход электроэнергии определяется по формуле, кВт.

где - действительный годовой фонд времени работы оборудования;

л - коэффициент загрузки оборудования (0,93).

2.5.1 Расчет расхода воды

Вода расходится на производственные нужды и на очистку инструментов. Рассчитываем расход воды моечной машины:

- расход воды составляет 0,06м3/ч

- ;

- .

0,06 · 0,93 · 3854 =215 м3/год

3. СПЕЦИАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

3.1 Влияние различных факторов на структуру и свойства быстрорежущей стали

3.1.1 Структурные превращения в стали при термической обработке

Превращения при нагреве стали под закалку связаны с аустенитизацией и прежде всего с переходом в твердый раствор легирующих элементов из карбидной фазы.

По достижении температуры 1000--1100°С в стали Р6М5 весь хром переходит полностью из карбида в аустенит. Однако при этой температуре растворение карбидов Ме6С и MeС невелико. Наиболее активно процессы растворения карбидов Ме6С протекают при температурах 1200--1240 °С, что вызывает существенное обогащение аустенита вольфрамом и молибденом. Растворение карбидов Ме6С также происходит при высоких температурах и почти предельное количество ванадия растворяется в стали Р6М5 при 1200--1240 °С. В стали Р6М5 при температурах 1220-- 1230 °С растворено 3,5--4,0 % W; -3 % Mo; 1,0--1,2 % V; 0,5% С. Остальное количество элементов, содержащихся в стали, входит в состав нерастворенной (избыточной) карбидной фазы.

При температуре закалки 1200--1230 °С в стали Р6М5 обеспечивается мелкое зерно аустенита (№ 10--11); содержание остаточного аустенита составляет 20--25 %, достигается высокая твердость и красностойкость стали. Предел прочности при изгибе после закалки от 1240 °С резко снижается. Таким образом, данные изучения фазового состава, структуры и свойств быстрорежущих сталей показывают, что оптимальная температура закалки стали Р6М5 составляет 1200--1230°.

Высоколегированный аустенит, образовавшийся при высокотемпературном нагреве, обладает весьма высокой устойчивостью к распаду, вследствие чего быстрорежущая сталь может закаливаться даже при охлаждении на воздухе.

Однако при этом возможно выделение из переохлажденного аустенита при температурах 800-550°С специальных карбидов, что приводит к обеднению твердого раствора легирующими элементами и к уменьшению красностойкости. Поэтому инструмент из быстрорежущей стали обычно охлаждают в масле или в расплаве солей или щелочи. В интервале температур 350--600 °С между I и II ступенями имеется зона высокой устойчивости аустенита, что позволяет проводить ступенчатую закалку инструментов. Выдержка в интервале температур 400--500 °С не вызывает выделения карбидов, распада аустенита и не влияет на температуру мартенситного превращения. Однако ступенчатая закалка в низкотемпературной соляной (щелочной) ванне позволяет выровнять температуру по сечению инструмента перед мартенситным превращением и тем самым значительно уменьшить возникающие при закалке напряжения, а следовательно, снизить коробление инструмента и возможность образования в нем закалочных трещин.

Положение температурного интервала мартенситного превращения характеризует количество остаточного аустенита, получаемого после закалки. Этот интервал в сильной степени зависит от температуры нагрева под закалку. При соблюдении рекомендуемых температур нагрева под закалку значения температуры начала мартенситного превращения Мн=150--200 °С для стали Р6М5. При охлаждении до комнатной температуры остается нераспавшимся 20--25 % аустенита.

Таким образом, фазовый состав быстрорежущих сталей после закалки обычно следующий: нерастворенных карбидов 7--15 %, остаточного аустенита 20--30 %, остальное -- мартенсит.

Превращение при отпуске быстрорежущей стали заключается в выделении специальных карбидов из мартенсита и превращении остаточного аустенита в мартенсит. Благодаря этим процессам достигаются высокие свойства стали и инструмент приобретает необходимые эксплуатационные характеристики. Отпуск при температуре 540-- 560 °С способствует достижению максимальной твердости стали. При нагреве закаленной быстрорежущей стали до такой температуры и изотермической выдержке при ней из остаточного аустенита в соответствии с диаграммой (рис. ХХ) выделяются специальные карбиды. Вследствие этого повышается мартенситная точка и остаточный аустенит частично превращается в мартенсит. Практически полное превращение остаточного аустенита в мартенсит можно осуществить лишь после нескольких циклов нагрева и охлаждения, т. е. после 2--4-кратного отпуска. Так, данные показывают, что продолжительность однократного отпуска более 1 ч приводит к небольшому снижению количества остаточного аустенита по сравнению с тем количеством, которое превращается при одночасовом отпуске. Существенный эффект достигается при многократном отпуске. После первого отпуска количество остаточного аустенита снижается с 25 до 10 %. При этом мартенсит, полученный при закалке (~55%), отпускается, но образуется новый неотпущенный мартенсит (~15 %) из остаточного аустенита. При втором отпуске количество остаточного аустенита снижается с 10 до 5 °/о, отпускается мартенсит, полученный при первом отпуске, но опять появляется новый неотпущенный мартенсит (~ 5 %). После третьего отпуска количество остаточного аустенита составляет лишь 1--2 % и практически весь мартенсит отпущен (кроме 3--4 %, полученных при третьем отпуске). Многократный отпуск приводит к росту твердости по сравнению с закаленным состоянием. Таким образом, фазовый состав быстрорежущих сталей после многократного отпуска следующий (рис. 11): специальные карбиды (нерастворенные при аустенитизации и выделившиеся при отпуске) 20--25 %; остаточный аустенит 1--2 % ; остальное -- отпущенный мартенсит (в том числе 3--4 % неотпущенного).



Рис. 11 Микроструктура стали Р6М5 а - в литом состоянии (П+К), б - после закалки (МЗ+К+Аост), в - после отпуска (МО+К)

3.1.2 Влияние легирующих элементов на протекание структурных превращений при ТО

Быстрорежущие стали, в отличие от легированных и углеродистых сталей, имеют высокую теплостойкость, сохраняя мартенситную структуру и твердость более 60 HRC при нагреве до 600-650°С, более высокую прочность и повышенное сопротивление пластической деформации.

Основными легирующими элементами быстрорежущих сталей, обеспечивающих высокую красностойкость, являются вольфрам, молибден, ванадий и кобальт. Кроме них все стали легируют хромом. Важным компонентом является углерод.

Содержание углерода в стали должно быть достаточным, чтобы обеспечить образование карбидов легирующих элементов. Так при содержании углерода меньше 0,7 % не получается высокой твердости в закаленном и в отпущенном состоянии. Влияние повышенного содержания углерода в сталях с молибденом более благоприятно, чем в вольфрамовых.

Карбидообразующие элементы образуют в стали специальные карбиды: Me6С на основе вольфрама и молибдена, MeС на основе ванадия и Me23С6 на основе хрома. Часть атомов Me составляет железо и другие элементы.

Вольфрам и молибден являются основными легирующими элементами, обеспечивающими красностойкость. Они образуют в стали карбид Me6С, который при аустенитизации часто переходит в твердый раствор, обеспечивая получение после закалки легированного вольфрамом (молибденом) мартенсита. Вольфрам и молибден затрудняют распад мартенсита при нагреве, обеспечивая необходимую красностойкость. Нерастворенная часть карбида Me6С приводит к повышению износостойкости стали. Молибден по влиянию на теплостойкость замещает вольфрам по соотношению Mo : W = 1 : 1,5.

Ванадий образует в стали наиболее твердый карбид VC (MeС). Максимальный эффект от введения в сталь ванадия достигается при условии, что содержание углерода в стали будет достаточным для образования большого количества карбидов и для насыщения твердого раствора. Карбид MeС, частично растворяясь в аустените, увеличивает красностойкость и повышает твердость после отпуска благодаря эффекту дисперсионного твердения. Нерастворенная часть карбида MeС увеличивает износостойкость стали.

Хром во всех быстрорежущих сталях содержится в количестве около 4%. Он является основой карбида Me23С6. При нагреве под закалку этот карбид полностью растворяется в аустените при температурах, значительно более низких, чем температуры растворения карбидов Me6С и MeС. Вследствие этого основная роль хрома в быстрорежущих сталях состоит в придании стали высокой прокаливаемости. Он оказывает влияние и на процессы карбидообразования при отпуске.

Кобальт применяют для дополнительного легирования быстрорежущей стали с целью повышения ее красностойкости. Кобальт в основном находится в твердом растворе и частично входит в состав карбида Me6С. К недостаткам влияния кобальта следует отнести ухудшение прочности и вязкости стали, увеличение обезуглероживания.

Марганец в небольших количествах может переводить серу в более благоприятное соединение.

Сера является вредной примесью, способствующая красноломкости. В ледебуритных сталях отрицательная роль образующихся сульфидов меньше из-за присутствия в структуре значительно большего числа избыточных карбидов, которые могут также ухудшать эти свойства. Кроме того, сульфиды при низких температурах начала затвердевания этих сталей часто служат центрами кристаллизации и присутствуют внутри крупных эвтектических карбидов. Их количество уменьшается на границе зерен. Для уменьшения количества серы (до 0,015 %) используют электрошлаковый переплав.

Фосфор также является вредной примесью. При содержании фосфора более чем 0,02-0,03 % заметно снижается вязкость и прочность, усиливаются искажения в решетке мартенсита.

3.1.3 Влияние охлаждающих сред на закаливаемость быстрорежущей стали

Закалка является основной и важнейшей операцией окончательной термической обработки инструментов. Она вместе с последующим отпуском в значительной мере определяет их стойкость в эксплуатации. Закалка должна обеспечивать высокую твердость, износостойкость, красностойкость и высокую прочность режущей части инструментов. Этим требованиям удовлетворяет структура мартенсита закаленной стали.

Для получения высоких механических свойств необходимо, чтобы мартенсит закалки был скрытокристаллического или мелко-игольчатого строения. Наличие игольчатого мартенсита не допускается, за исключением отдельных случаев, когда инструмент имеет простую форму и работает без толчков и ударов (например, резцы некоторых типов).

Для инструментов из быстрорежущей стали дополнительным и весьма важным критерием оценки качества закалки служит величина аустенитного зерна. Величина зерна четко выявляется в закаленной и не отпущенной стали и в основном определяет величину игл мартенсита. Нагрев под закалку большинства инструментов можно считать удовлетворительным, если величина зерна аустенита соответствует баллу 10-11 шкалы. В отдельных случаях для инструментов, работающих без толчков и ударов, допускается балл 9 этой шкалы; для мелкоразмерных инструментов рекомендуется закалка на балл 11-12; определение величины зерна производится при увеличении в 400 или 500 раз. Весьма важное значение для качества инструментов имеет состав полученного мартенсита (для всех инструментальных сталей содержание в нем углерода, а для всех низко- и среднелегированных и быстрорежущих сталей также и содержание легирующих элементов). Состав мартенсита определяется в основном двумя факторами: химическим составом стали и выбранными условиями закалки.

Содержание углерода в мартенсите заэвтектоидной углеродистой стали, закаленной с нагревом лишь немного выше точки Аc1, составляет 0,7-0,8%. В быстрорежущих сталях содержание углерода в мартенсите значительно меньше; по тем же данным, в сталях Р18, Р9 и Р12 после закалки от нормальных температур оно составляет лишь 0,4-0,5%. В связи с этим; тетрагональность, решетки мартенсита быстрорежущей стали незначительна и почти не обнаруживается рентгеноструктурным анализом. Для получения высокой прочности после отпуска необходимо, чтобы распределение карбидов по объему закаленной стали, было достаточно равномерным. Однако оно в первую очередь определяется исходной структурой стали, и важно лишь, чтобы в процессе закалки выбранные режимы нагрева, обеспечивающие переход в твердый раствор значительной части карбидов, не приводили к интенсивной коагуляции и скоплению по границам зерен оставшихся нерастворенных карбидов.

Твердость после закалки для большинства режущих инструментов из быстрорежущей стали нормальной производительности должна быть HRC 62-65, из стали повышенной производительности HRC 63-66, из углеродистой и низколегированных сталей HRC 61-65. Следует отметить, что для быстрорежущих сталей зависимость твердости от температуры закалки выражается кривой с максимумом, положение которого для различных сталей неодинаково и зависит от их исходного химического состава и количественного соотношения мартенсита и остаточного аустенита.

Теплостойкость закаленной стали, является одним из важнейших свойств, определяющих возможность ее применения для того или иного назначения. Теплостойкость является прямой функцией состава твердого раствора, полученного при закалке стали (содержания в нем углерода и легирующих элементов). Существуют различные критерии оценки теплостойкости закаленных инструментальных сталей. Если ее оценивать температурой четырехчасового дополнительного нагрева, снижающего твердость отпущенной стали до HRC>58, то теплостойкость должна быть для углеродистых и низколегированных сталей 200-250°С, для высокохромистых 400-450°С и для быстрорежущих 620-650°С. Однако этот показатель является неудобным, так как при его определении приходится производить повторные нагревы при постепенно повышающихся температурах (через каждые 5-10°С); но и в этих условиях не всегда обеспечивается достаточно высокая точность определения. Гораздо более надежно и удобно оценивать теплостойкость по твердости, сохраняемой после четырехчасового дополнительного нагрева отпущенной стали при 620°С в течение 4ч, или с помощью недавно разработанного ускоренного метода, заключающегося в нагреве стали при 675°С в течение 20мин. Данный метод может применяться как после отпуска, так и непосредственно после закалки (без отпуска) и позволяет в случае необходимости немедленно корректировать ее режимы.



Рис. 12 Твердость и количество остаточного аустенита в быстрорежущей стали в зависимости от температуры закалки

Прочность закаленной и отпущенной инструментальной стали, сохраняющей мартенситную структуру, можно характеризовать по результатам испытаний на кручение или на изгиб. Прочность стали, определяется, прежде всего, полученной величиной зерна и характером распределения избыточных карбидов, особенно, условиями их выделения по границам зерен.

Прочность инструментальных сталей зависит, кроме того, от содержания остаточного аустенита и от величины остаточных напряжений, возникающих при закалке. Прочность (при изгибе) большинства инструментальных сталей, закаленных и отпущенных в оптимальных условиях, составляет 2000-3250 МПа и уменьшается при повышении температуры закалки.

Износостойкость, достигаемая в результате закалки, зависит главным образом от состава мартенсита, твердости стали, формы и распределения карбидов.

Таким образом, закалка инструментов из быстрорежущих сталей должна производиться в условиях, обеспечивающих в первую очередь получение оптимальной микроструктуры, характеризуемой заданным размером аустенитного зерна и равномерным распределением избыточных карбидов, высоких значений твердости, износостойкости и теплостойкости. Кроме того, должно быть обеспечено отсутствие обезуглероженного слоя и сведена до минимума закалочная деформация.

При закалке инструментов из углеродистых, низко- и среднелегированных сталей основными характеристиками, определяющими правильность выбора условий закалки, являются микроструктура стали, оцениваемая степенью игольчатости мартенсита, твердость, отсутствие обезуглероженного слоя и закалочных трещин, минимальная деформация.

Осуществление всех перечисленных выше требований обеспечивается правильным выбором оборудования для нагрева и охлаждения при закалке; температуры и продолжительности нагрева инструментов; ступенчатости и сред нагрева; ректификаторов соляных ванн; скоростью и средой охлаждения; температурой охлаждающей среды и продолжительностью выдержки в ней инструмента.

3.1.4 Влияние температуры закалки на величину аустенитного зерна

Основными параметрами закалки, определяющими структуру, твердость и теплостойкость инструментальных сталей, являются температура и продолжительность нагрева при выполнении этой операции; оказывают влияние также и условия предварительного подогрева. Выбор указанных параметров обусловлен химическим составом и исходной структурой данной стали, а также предъявляемыми к инструменту после отпуска требованиями по прочности, твердости, износостойкости и режущим свойствам.

Инструменты из быстрорежущей стали нагревают под закалку до температур, близких к температуре плавления и способствующих увеличению легированности аустенита в результате растворения вторичных карбидов. Инструменты из этой стали, нагревают в три стадии, а крупногабаритные инструменты даже в четыре стадии; первые две или три из них составляет предварительный нагрев при 400-500, 840-880 и 1050°С и последней стадией является окончательный нагрев, температура которого определяется в основном химическим составом стали. При выборе конкретной температуры закалки внутри этого интервала приходится учитывать исходную структуру стали, а во многих случаях и ее плавочные особенности, определяемые условиями ее металлургического производства и проявляющиеся в различной склонности к росту аустенитного зерна отдельных плавок одной и той же стали.

Рис. 13 Зависимость величины аустенитного зерна в быстрорежущих сталях Р18 (а) и Р9 (б) от температуры нагрева. Выдержка: 1 - 1 мин; 2 - 2 мин; 3 - 3 мин; 4 - 5 мин; 5 - 10 мин; 6 - 30 мин.

Во избежание перегрева сталей при закалке необходимо чрезвычайно осторожно подходить к вопросу выбора температуры нагрева, но можно довольно широко варьировать выдержку при нагреве, не опасаясь интенсивного роста зерна и охрупчивания стали. Пользуясь кривыми (рис. 13, 14) можно по заданной величине аустенитного зерна выбрать режим нагрева под закалку рассматриваемых сталей или же по заданному режиму нагрева определить ожидаемую величину зерна в закаленной стали.

Рис. 14 Зависимость величины аустенитного зерна в быстрорежущих сталях Р18 (а) и Р9 (б) от выдержки при температуре нагрева: 1-1200С; 2-1220С; 3-1240С; 4-1260С; 5-1280С; 6-1300С

3.1.5 Влияние холодной пластической деформации на величину аустенитного зерна

В процессе холодной прокатки или волочения, применяемых при изготовлении быстрорежущей стали - серебрянки малых профилей, происходит дополнительное (по отношению к горячекатаному металлу), размельчение избыточных карбидов, что способствует получению более мелкого (примерно на 0,5-1 балл) зерна при последующей закалке стали. При этом, чем меньше размер профиля стали, а, следовательно, чем значительнее холодная пластическая деформация при изготовлении стали-серебрянки, тем меньше рост аустенитного зерна при нагреве под закалку; этим можно объяснить часто встречающиеся в практике случаи, когда в малых профилях быстрорежущей стали образуется более мелкое зерно, чем ожидается при выбранных режимах нагрева под закалку. Они показывают, что с увеличением степени деформации от 5 до 15, 30 и 50% наблюдается стабилизация размеров аустенитного зерна при повышении температуры закалки от 1210 до 1230°С. По данным, в стали Р6М5 в результате гидроэкструзии происходит измельчение эвтектоидных и вторичных карбидов (с 8-10 до 6-8 мкм), и сталь даже после закалки от 1250C становится нечувствительной к росту зерна и разнозернистости.

На величину аустенитпого зерна в быстрорежущей стали с 6, 12 и 18% W существенно влияет способ ее выплавки и последующей горячей механической обработки: чем равномернее распределение карбидов в стали, тем менее интенсивно растет зерно и тем лучше размерная стабильность стали после отпуска. Содержание вольфрама, оказывает большое влияние, на рост аустенитного зерна быстрорежущей стали. Так, в стали с 0,8% С, 4% Сr и 1,6% V повышение содержания вольфрама от 3,7 до 17,3% приводит не только к увеличению количества карбидов в стали, но и к повышению температуры их интенсивного растворения в аустените и к уменьшению величины зерна. Показано, что во всех быстрорежущих сталях уменьшение содержания вольфрама с 18 до 6% (независимо от концентрации других легирующих элементов) приводит к понижению температуры закалки с 1270-1290 до 1200-1220°С и к сужению с 10-50 до 5-10°С интервала температур нагрева, который может быть допущен при закалке на зерно аустенита.



Рис. 15 Зависимость температуры закалки быстрорежущих сталей от содержания вольфрама: 1,3 - нижняя и верхняя границы области оптимальных температур; 2 - расчетная температура закалки

В случае закалки при температуре выше этого интервала интенсивно растет аустенитное зерно и резко падают механические свойства, а при температуре ниже его оказывается недостаточной легированность твердого раствора, снижаются вторичная твердость, красностойкость и режущие свойства. Опыт термической обработки инструментов показывает, что при уменьшении содержания вольфрама в быстрорежущих сталях увеличивается плавочный разброс в величине аустенитного зерна при закалке от некоторых оптимальных для каждой марки стали температур.

Рис. 16 Влияние содержания вольфрама на плавочный разброс в величине аустенитного зерна в быстрорежущих сталях, закаленных от оптимальных температур (сталь с 6% W, закалка от 1215С; сталь с 9% W, закалка от 1235С; сталь с 18% W, закалка от 1275С): 1,3 - верхняя и нижняя границы области фактических величин аустенитного зерна; 2 - заданная величина аустенитного зерна

Для быстрорежущих сталей с 12-18% W (P12, Р18) разброс в величине аустенитного зерна находится в допустимых пределах (заштрихованная область на рисунке), поэтому при закалке их не требуется корректировка температуры нагрева и все плавки каждой из этих сталей закаливаются в одинаковых условиях, а температура нагрева изменяется в зависимости от марки стали, вида и назначения инструмента. Для сталей с 9% W поплавочный разброс в величине аустенитного зерна после закалки от оптимальных температур несколько превышает допустимый, а для сталей с 6% W он становится весьма большим. Так, в результате исследования микроструктуры промышленных плавок стали Р6М5 закаленных от одной и той же температуры 1220°С, величина зерна изменялась в отдельных случаях от 12-13-го до 7-8-го балла, причем 60% всех плавок выходили за пределы допустимых 10-11 баллов.

Поэтому для получения заданной величины аустенитного зерна (10-11 баллов) необходимо для каждой плавки сталей с 6-9% W опытным путем подбирать температуру закалки, которая в пределах каждой марки стали изменяется в широких пределах.

3.1.6 Влияние карбидной неоднородности на величину аустенитного зерна

При исследовании плавок из стали Р18 и Р9 было установлено, что с увеличением степени карбидной неоднородности с балла 2 до балла 7 средняя величина аустенитного зерна монотонно возрастает, причем тем больше, чем выше была температура закалки; так, в стали Р18 после закалки от 1270°С она возрастает на 1 балл, а после закалки от 1290°С - на 1,5 балла (рис. 17).



Рис. 17 Зависимость средней величины аустенитного зерна в быстрорежущей стали от степени карбидной неоднородности: а - сталь Р18, закалка с 1270С; б - сталь Р18, закалка с 1290С; в - сталь Р9, закалка с 1230С

В стали Р9, имеющей меньшее количество избыточных карбидов, с увеличением карбидной неоднородности от балла 2 до балла 5 средняя величина аустенитного зерна при закалке с 1230°С возрастает только на 0,7 балла. Влияние карбидной неоднородности на рост аустенитного зерна можно объяснить тем, что в участках, обедненных карбидами, рост зерна начинается при температурах на 10-15°С ниже, чем в стали с мелкими и равномерно распределенными карбидами.

Поэтому в стали с большой карбидной неоднородностью в зонах скопления карбидов и в промежутках между ними, зерна аустенита имеют различный размер, что учтено при вычислении их средних значений.

3.1.7 Влияние длительных выдержек на структуру закаленной стали

В результате длительных выдержек в соляной ванне при температурах, близких к точке плавления, границы отдельных, особенно крупных зерен аустенита приобретают иногда зигзагообразный или пилообразный вид. Интересна ориентация при этом избыточных карбидов относительно границ аустенитных зерен.

Стабильные угловатые карбиды треугольной формы располагаются обычно в стыках трех соседних зерен, причем вершины углов этих карбидов примыкают к границам аустенитных зерен.

Рис. 18 Микроструктура стабильных карбидов в стали Р18, ориентированных вдоль границ аустенитных зерен: а - карбиды треугольной формы; б - карбиды четырехугольной формы

В результате длительных выдержек при высоких температурах закалки эти карбиды значительно укрупняются, но расположение их вершин относительно границ аустенитных зерен остается неизменным. Это означает, по-видимому, что стабильные карбиды укрупняются в результате миграции находящихся в твердом растворе атомов углерода и легирующих элементов вдоль границ зерен по направлению к месту стыка трех соседних зерен, где они выделяются на поверхности находящихся там карбидов. Когда карбиды имеют четыре угла или более, все вершины или часть их также примыкают к границам зерен, являющихся таким образом как бы питательными магистралями, при помощи которых происходит рост карбидов в процессе длительных выдержек при нагреве.

Если угловатые карбиды расположены на границе, соединяющей два зерна, то они примыкают к этой границе вершинами двух углов. К углам карбидов иногда примыкают следы полу исчезнувших границ аустенитных зерен; с той стороны карбида, где границы зерен исчезли, его углы округляются. Однако эти углы исчезают не сразу, некоторое время они сохраняются, указывая место, где была граница двух соседних зерен.

Таким образом, если мысленно провести прямую линию между карбидами, обращенными друг к другу двумя соседними углами, то эта линия пойдет примерно, по бывшей границе двух соседних аустенитных зерен; наконец, если отдельные крупные карбиды расположены внутри сильно выросших крупных аустенитных зерен и границы этих зерен к ним не примыкают, то эти карбиды имеют сглаженные углы или приобретают полностью округлую форму. Граница, разделяющая два зерна аустенита, существует, по-видимому, только до тех пор, пока вдоль нее продолжают мигрировать атомы углерода и легирующих элементов, что препятствует росту зерна. Когда этот процесс прекращается, два соседних зерна начинают сливаться и граница их исчезает. Ввиду отсутствия питательной магистрали округляется угол карбида, к которому примыкала ранее эта граница зерен, однако карбид может продолжать расти за счет других примыкающих к нему и еще не исчезнувших в данный момент границ зерен. Когда исчезнут все границы зерен, примыкающие к карбиду, и он окажется внутри крупного зерна, карбид приобретает полностью округлую форму. Так как все указанные процессы являются диффузионными и требуют для своего завершения достаточно длительного времени, то образование, укрупнение и последующее округление стабильных (угловатых) карбидов особенно хорошо заметны при длительных выдержках и высоких температурах закалки, хотя аналогичные явления имеют место и при других видах длительного нагрева, например при отжиге.

3.1.8 Влияние величины аустенитного зерна на структуру и свойства отпущенной стали

На рис. 19 показана зависимость между величиной аустенитного зерна, по пятибалльной шкале ВНИИ, и строением мартенсита сталей Р18 и Р9, отпущенных 3 раза при 560°С по 1ч. При мелком зерне балла 12-10 отпущенные образцы имеют структуру мартенсита мелкого строения, укрупнение аустенитного зерна до баллов 9-8 и 7-6 сопровождается непрерывным и закономерным возрастанием степени игольчатости мартенсита, приобретающего все более грубое строение.

Рис. 19 Зависимость механических свойств сталей Р9 (а) Р18 (б) от величины аустенитного зерна

Увеличение среднего размера аустенитного зерна приводит поэтому к значительному снижению предела прочности при кручении, угла закручивания и ударной вязкости. При одной и той же величине зерна в стали Р9 эти свойства заметно выше, чем в стали Р18. Это объясняется, очевидно, меньшим содержанием избыточных карбидов и более равномерным их распределением в стали Р9, чем в стали Р18, оказывающим большое влияние на механические свойства термически обработанной быстрорежущей стали. Приведенные данные могут быть использованы при решении вопроса о допустимой для каждого конкретного случая величине аустенитного зерна, а, следовательно, и при выборе режима нагрева под закалку быстрорежущей стали.

3.2 Влияние различных факторов на структуру и свойства безвольфрамовой быстрорежущей стали

фреза сталь сверло термический

История развития быстрорежущих сталей насчитывает более 80 лет. Все эти годы ученые разных стран упорно работали над проблемой снижения в них количества вольфрама.

К настоящему времени достигнуты значительные успехи. Однако работ по созданию быстрорежущих сталей без вольфрама было выполнено сравнительно мало. Они относились, в основном, к 40-м годам прошлого столетия и особого успеха в промышленности не имели. Многое зависело от применявшихся в то время методов определения твердости и износостойкости стали при комнатной температуре, а также выборе режимов термической обработки.

3.2.1 Фазовый состав

Фазовый состав быстрорежущих сталей после отжига, выполняемого в промышленных условиях на низкую твердость, не является полностью равновесным. Приближенно его можно охарактеризовать для безвольфрамовых сталей - по диаграмме Fe - Mo - C (рис. 20). Изменение содержания молибдена от 5 до 12 % не влияет на фазовый состав, изменяется лишь количественное соотношение фаз. Ванадий находится в карбиде Мe6С и также не изменяет фазового состава. Рассмотрим основные фазы при 20С.



Рис. 20 Сечение диаграммы состояния системы Fe-Mo-C при 20єC

1. Альфа-фаза содержит 50 - 70% хрома, имеющегося в стали, небольшое количество молибдена и ванадия.

2. Карбид Мe6С, в котором присутствуют основное количество молибдена, ванадия и часть хрома. Количество карбидов зависит от состава стали и изменяется в пределах от 10 до 30 % (по массе).

3. Кроме указанных на диаграмме, присутствуют: карбид Мe23С6, количество которого в разных быстрорежущих сталях почти одинаково, в этом карбиде содержится также часть ванадия и немного молибдена; карбид МeС; карбид Мe3С в отдельных участках вследствие ликвации, количество его может быть больше: в отпущенной стали, в которой Мe3С - промежуточная фаза, он образуется также при увеличении содержания углерода без соответствующего повышения количества молибдена и ванадия; карбид Мe2С в качестве промежуточной фазы после отпуска в стали с высоким содержанием углерода - в литом состоянии.

3.2.2 Структура литой, деформированной и отожженной стали

Для литого состояния характерна наиболее значительная неоднородность структуры. Она обусловлена следующими превращениями.

Перитектическое превращение. Затвердевание начинается с выделения кристаллов -раствора, содержащих меньше углерода, чем жидкости. При понижении температуры -кристаллы взаимодействуют с жидкостью по перитектической реакции: + жидкость + жидкость.

Превращение, как перитектическое, происходит на поверхности раздела фаз. Поэтому новая -фаза образуется сначала в поверхностных слоях -кристаллов и прерывает контакт между сердцевиной -кристаллов и оставшейся жидкостью, более богатой углеродом. Дальнейшее протекание перитектической реакции и насыщение сердцевины -кристаллов может развиваться лишь в результате диффузии углерода и легирующих элементов из жидкости через -фазу и -кристаллы. Этот процесс даже в условиях замедленного охлаждения протекает лишь частично; в структуре сохраняется некоторое количество -фазы. Степень превращения и величина менее легированных участков остающейся -фазы зависят, таким образом, от скорости охлаждения.

При дальнейшем охлаждении происходит эвтектоидный распад -фазы с образованием -эвтектоида - дисперсной смеси аустенита и карбидов, часть которых цементитные; -эвтектоид из-за большой измельченности сильно травится, кажется темным и плохо отличим в микроскопе от перлита.

Эта неоднородность строения наблюдается больше при быстром охлаждении, когда перитектическое превращение мало развивается, т. е. в небольших отливках.

Твердость небольших отливок 60 HRC; наружный слой зерна выполняет роль каркаса и обеспечивает высокое сопротивление вдавливанию.

Неоднородность строения, создаваемая перитектическим превращением, устраняется термической обработкой; для этой цели нужна главным образом диффузия углерода. Поэтому отжиг литой стали выравнивает структуру, что позволяет получить однородную микротвердость металлической основы при последующей закалке.

3.2.3 Влияние нагрева на структуру стали

Отличия в строении отожженной стали мало влияют на превращения при нагреве для отпуска.

При 1000 - 1150С растворяются в первую очередь мелкие карбиды, в том числе и располагающиеся ориентировано по границам зерен, а при нагреве выше 1150С - более крупные карбиды.

С повышением легированности твердого раствора понижаются температуры мартенситного превращения и возрастает количество аустенита. Оно увеличивается почти пропорционально повышению температуры закалки и при нагреве на мелкое зерно (балла 11-10) достигает 22-28%.

Зерно стали. Для быстрорежущих сталей, имеющих много избыточных карбидов, характерно сохранение мелкого зерна даже при высоком нагреве, превышающем температуры закалки заэвтектоидных сталей.

Очень мелкое зерно (балла 12-11) сохраняется при температурах, при которых уже достигается значительное насыщение аустенита (1190 - 1220С).

Повышение нагрева дополнительно на 25-30С уже вызывает более заметный рост зерна: до балла 10-9. Существенно, что такому нагреву отвечает насыщение аустенита углеродом и легирующими элементами, близкое к предельному.

В стали с большой карбидной неоднородностью (балл 7-9) образуется зерно неодинаковой величины. В участках, обедненных карбидами, рост зерна начинается при температурах, на 10-15С более низких, чем в стали с мелкими и равномерно распределенными карбидами.

Еще большее повышение температуры на 10-20С, при котором сохраняются мелкие карбиды, вызывает заметные качественные изменения структуры. Наблюдается скачкообразный рост зерна до балла 8-7 и образование карбидной сетки, возникающей при охлаждении. Легированный аустенит становится сильно перенасыщенным при более низких температурах (1000 - 700С), то есть, в температурной области, в которой еще интенсивно протекают диффузионные процессы. Поэтому даже при быстром охлаждении из аустенита успевает выделиться часть карбидов, растворенных при высоком нагреве. Эти карбиды из-за влияния границ зерен выделяются, главным образом, в пограничных слоях.

Излом стали. Сталь с мелким зерном имеет фарфоровидный матовый излом. Рост зерна до балла 9-8 сопровождается образованием более грубого излома. По виду излома можно таким образом определять температуры закалки, не вызывающие излишнего роста зерна: до балла 9.

3.2.4 Влияние нагрева на свойства стали

Изменение состава твердого раствора и структуры, возникающие в процессе закалки, неодинаково влияют на разные свойства быстрорежущей стали.

Теплостойкость, поскольку она определяется только составом твердого раствора, возрастает с повышением температуры закалки сначала значительно, когда растворяется большая часть вторичных карбидов и еще сохраняется мелкое зерно (балл 10). При дальнейшем повышении температуры нагрева теплостойкость увеличивается меньше, но это сопровождается значительным ростом зерна.

Изменение механических свойств характеризуется кривой с максимумом. При нагреве до относительно низких температур они возрастают, а затем после более высокого нагрева снижаются. Температура этого максимума различна для сталей разного состава и для некоторых механических свойств.

Твердость закаленной стали возрастает до 64-65 HRC после нагрева, сохраняющего зерно балла 10 и снижается до 62-63 HRC после закалки с более высоких температур. Ее снижение вызвано ростом количества аустенита. После отпуска, вызвавшего дисперсное твердение, это различие изменяется; сталь, закаленная с высокого нагрева и получившая более легированный раствор, имеет большие твердость и сопротивление пластической деформации, чем сталь, закаленная с более низкой температуры.

Прочность закаленной стали снижается с повышением температуры закалки из-за роста зерна и напряжений. Однако в отпущенной стали с повышением температуры закалки, еще сохраняющей мелкое зерно (балла 12-11), она возрастает, благодаря упрочняющему влиянию дисперсных карбидов, выделяющихся при отпуске.

Вязкость при закалке с невысоких температур немного возрастает благодаря растворению карбидов, присутствующих по границам зерен. Однако дальнейший нагрев вызывает резкое снижение вязкости, наступающее после закалки с более низких температур, чем снижение прочности; это вызвано большой чувствительностью вязкости к росту зерна.

Плотность стали и линейные размеры образцов с повышением температуры закалки сначала увеличиваются, а затем уменьшаются, вследствие влияния возрастающего количества остаточного аустенита.

3.2.5 Превращения после высокого нагрева (для закалки)

Переохлажденный аустенит обладает высокой устойчивостью.

Для всех теплостойких сталей характерно, что перлитному превращению предшествует выделение некоторого количества карбидов.

Аустенит, насыщенный углеродом и легирующими элементами при высоком нагреве, становится перенасыщенным и способен к выделению карбидов уже в результате небольшой выдержки при более низких температурах (1000-550єС). Выделяющиеся карбиды располагаются преимущественно по границам зерен, прочность снижается. Поэтому быстрорежущие стали нецелесообразно закаливать на воздухе. Для предупреждения выделения карбидов необходимо ускоренное охлаждение в области надкритических температур, а также в области перлитного превращения.

При более низких температурах (625-400єС) аустенит очень устойчив. Даже длительная выдержка не вызывает заметного превращения, что используют при ступенчатой закалке. Температуры выдержки лучше выбирать в нижней зоне 500-400єС, чтобы полностью предупредить выделение карбидов. Структура стали, закаленной с такой выдержкой, не отличается от получаемой при непрерывном охлаждении в масле.

Устойчивость аустенита в бейнитной области (400-200єС) меньше, чем в перлитной. Это связано с небольшой концентрацией углерода в растворе. Короткая выдержка в этой области вызывает стабилизацию переохлаждаемого аустенита, что способствует сохранению в закаленной стали большего количества остаточного аустенита.

При увеличении количества аустенита снижаются напряжения, увеличивается прочность и уменьшаются объемные изменения, деформация и чувствительность к трещинам. Последующий отпуск превращает остаточный аустенит так же полно, как и в стали, подвергавшейся непрерывной закалке.

Изотермическая закалка с длительной выдержкой при 270-220єС вызывает образование тонкоигольчатых продуктов промежуточного превращения - бейнита. Количество бейнита составляет 20-30% после выдержки 1ч и достигает 50% после выдержки 6ч.

В результате длительной выдержки значительно увеличивается количество аустенита (до 40%), снижается твердость, но повышается прочность закаленной стали.

Последующий отпуск вызывает такие же превращения, как и в стали с меньшим количеством аустенита; структура стали, подвергаемой изотермической закалке, не отличается после отпуска от получаемой после обычной закалки и отпуска.

Таким образом, полная изотермическая закалка не создает технологических преимуществ.

Температуры начала и окончания мартенситного превращения сильно зависят от легированности аустенита, а следовательно, от температуры закалки и от условий охлаждения.

Замедленное охлаждение при температурах > 625єС повышает температуры мартенситного превращения.

В стали, нагревавшейся до высоких температур и охлаждавшейся в масле или по способу ступенчатой закалки, мартенситное превращение начинается при 200-150єС и не заканчивается при +20єС.

Стабилизация аустенита вызывается выдержкой в течение более 60мин при 20єС.

Последующий отпуск, снижая напряжения, сообщает большинству сталей такие же структуру и свойства.

Структура стали, закаленной с температур, обеспечивающих высокую теплостойкость, и охлажденной в масле или по способу ступенчатой закалки: мартенсит (60-65%), карбиды (5-20%) и остаточный аустенит (15-30%).

3.2.6 Структура и свойства отпущенной стали

Отпуск, правильно выполненный, создает вторичную твердость на 3 - 8 HRC больше, чем после нагрева на 350єС, повышает сопротивление пластической деформации, прочность и теплопроводность.

Изменения в структуре наблюдаются только после отпуска при температуре >500єС; в ней выявляются мартенсит и карбиды без заметных участков аустенита.

3.2.7 Выбор оптимальной температуры для ТО стали 11М5Ф

Для выбора режима предварительной термической обработки были рассмотрены влияние скорости нагрева, выдержки при температуре аустенизации и скорости охлаждения в широком диапазоне температур и выдержки.

Скорость нагрева и охлаждения при отжиге определялись на образцах после ковки без отжига следующим образом. Образцы загружали в холодную печь и нагревали до 900єС со скоростями 100, 25 и 15 єС/ч до 675єС. Для получения надежных результатов нагрев и охлаждение с каждой скоростью повторяли трижды.

Если судить по значениям твердости, то можно сделать заключение, что нагрев со скоростями 25 - 100єС/ч обеспечивает практически одинаковое структурное состояние образцов во всем температурном интервале. Поэтому для выбора оптимальных режимов отжига была принята скорость 100єС/ч.

Исследования показали, что наиболее интенсивное разупрочнение матрицы при скоростях нагрева 100, 50 и 25 єС/ч происходит при температуре выше 650єС, о чем свидетельствует резкое увеличение интенсивности линии б-фазы в процессе высокотемпературного анализа.

При охлаждении влияние скорости на свойства стали более существенно. При охлаждении со скоростью 25 и 15 єС/ч сталь получает практически одинаковую и низкую твердость 20 - 21 HRC. Исследования (табл. 3.1) показывают, что повышение твердости обусловлено главным образом размерами карбидов, которые больше коагулируют при охлаждении со скоростью 25 и 15 єС/ч.

Таблица 3.1 Влияние скорости охлаждения на свойства безвольфрамовой быстрорежущей стали

Температура,єС	HRC	Сx10,6, Oм м	Нс, А/М
Скорость охлаждения 50єС/ч
900	60	0,630	5863
850	55	0,581	5667
800	53	0,552	5354
750	50	0,526	5315
700	37	0,454	3517
650	24	0,373	1759
Скорость охлаждения 25єС/ч
900	60	0,629	5864
875	58	0,596	5706
850	56	0,591	5359
825	46	0,548	5159
800	52	0,542	4925
775	52	0,532	4846
750	51	0,503	4806
725	49	0,503	4495
700	28	0,437	1876
675	22	0,370	1642
Скорость охлаждения 15єС/ч
900	60	0,623	5863
885	59	0,592	5472
870	59	0,583	5365
855	55	0,567	5215
840	54	0,561	5159
825	54	0,557	5003
810	54	0,537	4868
795	54	0,532	4846
780	53	0,512	4651

На основании исследований за скорость охлаждения при отжиге стали 11М5Ф взяли 25єС/ч.

Выбор оптимальных температур аустенизации при отжиге проводили с использованием метода симплексных решеток. Температуру аустенизации назначали в пределах от 820 до 940єС, через каждые 30єС. Продолжительность выдержки составляла 2, 4, 6, 8 и 10 ч при 820єС и 15мин при 940єС. Условия нагрева и охлаждения до температуры аустенизации были одинаковы.

Нагрев до 650єС производили по мощности печи, затем со скоростью 100єС/ч до температуры аустенизации. Охлаждение с температуры аустенизации проводили со скоростью 25єС/ч до 675єС, далее с печью до 20єС.

Результаты исследований, приведенные в табл. 3.1, показывают, что твердость непосредственно после отжига мало зависит от температуры аустенизации и выдержки при ней. Прочность и текучесть при этом изменяются более заметно.

Таблица 4.7.2 Влияние режима отжига на свойства безвольфрамовой быстрорежущей стали

№ опыта	Режим отжига	ув, , МПа	у0,2 МПа	ц, %	д %	НВ
	Темп., єС	Выдержка, мин
1	820	12	895	457	48	19	255
2	820	240	863	472	49	20	241
3	820	360	857	501	36	16,5	235
4	820	480	855	443	43	19	235
5	820	600	836	537	44	16,7	247
6	850	94	856	590	47	18	233
7	850	214	837	423	50	22	235
8	850	334	844	592	40	18	237
9	850	454	849	598	43	20,9	239

Образцы, подвергнутые отжигу при различных температурах, закаливали при одинаковой температуре, 1210єС в масле. Закаленные образцы подвергали трехкратному отпуску при 580єС с выдержкой по 20мин и охлаждением на воздухе.

Высокий комплекс свойств после закалки с отпуском в данном случае можно объяснить тем, что непосредственно после закалки сталь имела мелкозернистую структуру (балл 10-11) и достаточно высокий уровень легированности твердого раствора.

Таким образом, для стали 11М5Ф наиболее оптимальным является следующий режим отжига. Нагрев по мощности печи до 650єС, выдержка до полного нагрева заготовок, затем нагрев со скоростью не более 100єС/ч до 900-920єС, выдержка при этой температуре, охлаждение с печью до 500єС, далее допускается охлаждение на воздухе.

Размещено на Allbest.ru

...