Размещено на http://www.allbest.ru/

Новые направления в создании инструментальных сталей

Введение

Повышение эксплуатационных свойств инструментальных сталей возможно при использовании способов поверхностного упрочнения - индукционной закалки, ХТО, нанесения покрытий. Преимущество этих способов в сравнении с объемным упрочнением является достижение требуемых высоких значений износостойкости только в относительно тонком поверхностном слое, в то время как сердцевина инструмента может оставаться мягкой и пластичной. Тем самым создаются возможности для получения композиционного инструментального материала с повышенным уровнем вязкости разрушения. Известные способы поверхностного упрочнения приводят к резкому охрупчиванию поверхностного слоя и не позволяют в полной мере использовать преимущества композиционных инструментальных материалов.

Качественно новый уровень эксплуатационных свойств инструментальных материалов достигается при обработке высококонцентрированными источниками нагрева (ВКИН) - лазерным и электронным лучами, плазменной струёй. Благодаря локальному и сверхскоростному тепловому воздействию создаются возможности получения более высоких значений твердости, прочности, вязкости в сравнении с объёмной обработкой или традиционными способами поверхностного упрочнения. Процессы фазовых и структурных превращений при плазменном упрочнении инструментальных сталей в состоянии поставки исследованы с использованием оптической и электронной микроскопии, рентгеновского структурного анализа. Установлено, что твердость углеродистых и низколегированных сталей после плазменного упрочнения на 100…200 HV превышает твердость после объёмной обработки. Это связано с образованием мартенсита преимущественно пластинчатой морфологии со сверхвысокой степенью дисперсности в упрочненной зоне. Поверхностная обработка инструментальных сталей мощной высококонцентрированной плазменной струей приводит к образованию в закаленном слое остаточных напряжений, которые на границе закаленного слоя скачкообразно уменьшаются, изменяют знак и переходят в растягивающие. Образование внутренних напряжений при плазменной закалке вызвано поверхностными термическими эффектами и не связано с фазовым и структурным превращениями. Неоднородный характер расположения остаточных напряжений по глубине зоны плазменного воздействия положительно влияет на вязкость разрушения упрочненных сталей: трещины от внешних нагрузок прекращают рост на границе закаленного слоя по так называемому механизму « ветвления » траектории.

Наряду с комплексным объёмно - плазменным упрочнением, эффективным способом повышения эксплуатационных свойств инструментальных сталей является комбинированное индукционно - плазменное упрочнение, сочетающее предварительную закалку токами высокой частоты и плазменную обработку. Установлено, что при последовательном индукционном и плазменном упрочнении уровень твердости и износостойкость рабочей поверхности инструмента соответствует объемно-плазменному упрочнению, а вязкость разрушения может быть значительно повышена благодаря образованию многослойного упрочнённого покрытия с мягкой внутренней зоной отпуска и двукратного торможения трещины на границах внутренних слоев. Комбинированное упрочнение значительно расширяет номенклатуру упрочняемого инструмента.

Перспективным методом комплексного упрочнения инструмента является использование плазменной обработки в сочетании с предварительной электродуговой наплавкой. Эта обработка позволяет повысить работоспособность режущего и деформирующего инструмента, снизить расход инструментальных материалов.

Также применяется для упрочнения инструмента термическая обработка в вакууме. Термообработка сталей в вакуумных печах с охлаждением в инертном газе обеспечивает следующие преимущества: отсутствие загрязнения окружающей среды; повышение качества термической обработки (получения высоких стабильных свойств, более равномерного прогрева изделия по сечению, медленного нагрева в интервале аустенитного превращения); снижение стоимости термообработки; существенное улучшение условий труда; большую гибкость в эксплуатации: вакуумные печи можно использовать для различных технологических процессов термической обработки. Также можно применять борирование. Изучение процессов борирования с дополнительным легированием никелем, медью и хромом углеродистых и низколегированных инструментальных сталей показало, что с увеличением содержания углерода глубина борированных слоев уменьшается. Однако морфология их остается для всех углеродных сталей одинаковой и характеризуется ветвистым строением боридов и рыхлостью боридных слоев. Фазовый состав боридных слоев во всех сталях одинаковый и состоит из боридов FeB. Но при формировании боридного слоя в легированных сталях наряду с основными боридами FеВ и Fе2В могут наблюдаться и бориды легирующих элементов типа СгхВу и др., что объясняется встречной диффузией легирующих элементов из матричного - твердого раствора в поверхностный диффузионный слой. Роль дополнительного легирования Ni, Cr, Cu состоит в пластифицирующем эффекте, заключающемся в некотором снижении общей твердости и толщины монофазных боридных слоев. Поверхностное комплексное борирование в виброкипящем слое позволяет значительно снизить общее время ХТО в 1,5-2 раза по сравнению с традиционными способами.

Применяется также лазерная обработка из сталей ХВГ и У8 с хромовым покрытием. Проведены результаты экспериментальных исследований термообработки инструментов из сталей с хромовым покрытием толщиной 2-4; 4-6; 6-8 мкм лазерными пучками прямоугольной формы и пучками, сформированными в прямоугольный контур. Выявлены особенности лазерной термообработки и определены оптимальные технологические режимы. Энергия, необходимая для термообработки хромированной поверхности, выше для деталей из стали У8 на 1 Дж по сравнению с аналогичными инструментами из стали ХВГ. Микротвердость поверхности с хромовым покрытием у сталей У8 и ХВГ примерно одинаковая и составляет 920-1000 кг/мм2. Энергия импульса, необходимая для обработки хромированных поверхностей, по сравнению с термообработкой предварительно закаленных сталей У8 и ХВГ возрастает на 14 Дж при одинаковых размерах пятна

1. Стали для режущего инструмента

Разработаны новые марки безвольфрамовых быстрорежущих сталей нормальной производительности - 9Х6МЗФЗАГСТ (ЭК-41) и 9Х4МЗФ2АГСТ (ЭК-42). Стали имеют меньшую плотность, что сокращает расход быстрорежущих сталей на 4-5 %. По режущим свойствам они соответствуют свойствам стали Р6М5, что и предопределяет область их применения.

Для чистовых инструментов при обработке вязкой аустенитной стали и материалов, обладающих абразивными свойствами, нашла применение сталь Р12ФЗ с высоким содержанием ванадия. Применяются стали с повышенным содержанием углерода и азота при низком содержании вольфрама и молибдена (11Р3АМ3Ф2) для инструментов простой формы при обработке углеродисты и низколегированных сталей (красностойкость до 620 °С).

Цементуемые быстрорежущие стали. Быстрорежущие стали, несмотря на высокую стоимость, находят широкое применение в промышленности. Снижение стоимости инструмента из быстрорежущей стали и повышение его долговечности имеет большое практическое значение. В Польше разработаны новые, экономные с точки зрения химического состава стали и более эффективные технологии ХТО. В институте прецизионной механики разработана быстрорежущая сталь (условная марка 8М5) с пониженным содержанием углерода. Такая сталь предназначена для инструмента, изготовляемого методом пластической деформации и штамповки, работающего в условиях ударной нагрузки, а также для крупногабаритного инструмента. Ниже рассмотрены технологические, и эксплуатационные свойства этой стали, а также режимы ее термической обработки. В результате испытаний большого количества плавок, проведенных в лабораторных и промышленных условиях, установлен оптимальный химический состав быстрорежущей стали для цементации: 0,35 % С; 4 % Сг; 1 % W; 5 % Мо; 1 % V; 0,2 % Тi; 0,05 % N.

Термическая обработка инструмента из быстрорежущей стали 8М5 заключается в высоко-температурной цементации при 1000-1050 °С с последующей аустенитизацией при 1080-1120 °С в этой же печи и закалкой с температуры цементации в масле или закалочных жидкостях, близких по охлаждающим способностям к маслу. После закалки, как и в случае других быстрорежущих сталей, проводят отпуск на вторичное твердение. Режим термической обработки подбирается индивидуально для определенного инструмента.

В таблице 1 даны свойства образцов из разработанной стали 8М5 и для сравнения - стандартной быстрорежущей стали 8W7М (0,8 % С; 4 % Сг; 5 % Мо; 2 % V; 7 % W). Видно, что при одинаковой твердости поверхностного слоя образцы стали 8М5 имеют более высокое сопротивление ударным нагрузкам и коэффициент вязкости разрушения, чем сталь 8W7М.

Таблица 1 - Свойства образцов из стали 8М5 и 8W7М

Показано, что в разработанной стали для цементации по сравнению со сталью типа 8W7М значительно меньше объемной доли карбидной фазы, но количества частиц карбидов больше, причем эти карбиды мельче. Вследствие этого поверхность раздела карбидной фазы и матрицы относительно большая, что облегчает их растворимость в процессе аустенитизации и насыщение аустенита легирующими элементами. Качественный анализ показывает, что в стали 8М5, как и в сталях типа 8W7М, в отожженном состоянии в основном содержатся карбиды типа М6С; наблюдается также небольшое количество карбидов М2зС6 и МС. В закаленной стали 8М5 среди нерастворенных в процессе аустенитизации карбидов - 60 % составляют карбиды типа МС и - 40 % - карбиды типа М6С. Основная масса карбидов, которая перешла в твердый раствор, - это карбиды типа М6С. После отпуска в местах первичных выделений карбидов в стали наблюдаются в основном карбиды типа МС (- 65 %) и М6С, а также образовавшиеся при отпуске мелкие карбиды типа М3С.

Разработанную быстрорежущую сталь 8М5 можно поставлять в виде кованых стержней и холоднокатаной ленты, что позволяет изготовлять полуфабрикаты для инструмента определенного типа, т.е. экономить тем самым материал и энергию на механическую обработку. Незначительная сегрегация карбидов позволяет осуществлять производство крупногабаритного инструмента. Новая сталь предназначена в основном для инструмента следующих типов: плоского по форме (пильные полотна); крупногабаритного, производство, которого из быстрорежущих сталей до сих пор невозможно из-за большой сегрегации карбидов; работающего в условиях ударной нагрузки.

Порошковые быстрорежущие стали. Порошковая быстрорежущая сталь характеризуется однородной мелкозернистой структурой, равномерным распределением карбидной фазы, пониженной деформируемостью в процессе термической обработки, хорошей шлифуемостью, более высокими технологическими и механическими свойствами, чем стали аналогичных марок, полученных по традиционной технологии. Метод порошковой металлургии позволяет вводить в сталь большее количество легирующих элементов, при этом не происходит снижение прочности и обрабатываемости шлифованием. В результате из порошковой быстрорежущей стали получается износостойкий и прочный инструмент, способный снимать за один проход большой припуск, в том числе при прерывистом резании. В таких условиях твердосплавный инструмент достаточно быстро выкрашивается.

Порошковые быстрорежущие стали имеют перед сталями обычной металлургической технологии целый ряд преимуществ, главными из которых являются пониженная склонность к росту зерна, равномерное распределение и высокая дисперсность карбидной фазы, повышенная шлифуемость, более высокий уровень механических и эксплуатационных характеристик.

При производстве обыкновенной быстрорежущей стали ее в расплавленном виде разливают в изложницы, в которых она постепенно охлаждается и кристаллизуется. В это время карбиды выделяются из расплава и формируют области скопления карбидов, располагаясь неравномерно. В некоторых случаях могут образовываться карбидные неоднородности очень больших размеров (до 40 мм в диаметре). Последующая обработка металла давлением уменьшает карбидную неоднородность, но полностью от нее избавиться невозможно.

С увеличением количества карбидных частиц для улучшения износостойкости, они увеличиваются в размере и скапливаются в виде карбидных неоднородностей. Это явление чрезвычайно пагубно сказывается на прочности инструмента, так как место скопления карбидов - это место зарождения трещин.

Порошковая быстрорежущая сталь, в отличие от стали в литом состоянии, в расплавленном виде подается через специальную насадку через поток жидкого азота. Сталь быстро затвердевает в виде небольших частиц. Для образования карбидных неоднородностей в этих частицах недостаточно времени, в результате получается структура с равномерным расположением карбидов.

Получившийся порошок просеивается и помещается в стальной контейнер, в котором создается вакуум. Далее содержимое контейнера спекается при высокой температуре и давлении - таким образом достигается однородность материала. Этот процесс называется горячим изостатическим прессованием. После этого сталь подвергается обработке давлением (рис. 6.1).

В результате получается быстрорежущая сталь с очень маленькими частицами карбидов, равномерно распределенных в стальной основе.

У различных производителей технологический процесс получения быстрорежущей стали может отличаться, но в любом случае он включает в себя обработку жидким азотом и горячее изостатическое прессование. Не стоит путать процесс получения быстрорежущей стали с процессом изготовления деталей из обыкновенной стали методом порошковой металлургии. В последнем случае происходит прессование стального порошка, разогретого до температуры плавления. В этом случае структура материала при использовании связки может получиться неоднородной.

1 - заливка расплава; 2 - подача газа; 3 - распыление;

4 - рассев; 5 - заполнение контейнера порошком;

6 - заварка внешней крышки контейнера и контроль герметичности; 7 - ХИП; 8- контроль герметичности;

9 - предварительный нагрев; 10 - ГИП;

11 - прессование заготовки

Рисунок 1 - Схема способа «ASEA - Stora»

Быстрорежущая сталь, изготавливаемая методом порошковой металлургии, сочетает в себе лучшие свойства быстрорежущей стали (прочность) и твердого сплава (износостойкость).

Обрабатываемость быстрорежущей стали шлифованием определяется процентным содержанием карбидов ванадия. Карбиды ванадия обладают большей твердостью, чем зерна оксида алюминия, из которых изготавливают шлифовальные круги. По этой причине круги быстро изнашиваются. Из-за этого на шлифование обычной быстрорежущей стали с большим содержанием ванадия уходит много времени.

В порошковой быстрорежущей стали карбиды мельче и распределены более однородно, поэтому процесс отличается большей производительностью. Во многих случаях более высокая стоимость порошковой быстрорежущей стали полностью компенсируется ее менее затратной обработкой шлифованием.

Недостаток быстрорежущих сталей обычного передела заключается в неравномерном распределении карбидов. В порошковых сталях карбидной ликвации нет. Порошковая металлургия обеспечивает снижение потерь материала, уменьшение энергозатрат, а также необходимое изменение химического состава. За счет измельчения структуры и более равномерного распределения карбидов износостойкость порошковой быстрорежущей стали выше, чем обычной, в 1,5-3 раза.

Предлагают следующие принципы разработки новых составов порошковых быстрорежущих сталей:

- введение в состав стали до 5-7 % ванадия (по массе) с целью увеличения объемной доли карбидов Ме6С в стали до 15 % и повышения износостойкости без ухудшения шлифуемости;

- повышение содержания углерода, выше его стандартного содержания в быстрорежущих сталях, т.е. введение углерода с “перенасыщением”, а также замена части углерода азотом, который вводят путем азотирования порошка непосредственно перед операцией «компактирования».

Реализация указанных принципов позволяет использовать относительно низкие массовые доли вольфрама, молибдена и кобальта для получения максимальных значений твердости и теплостойкости. В частности, были разработаны порошковые быстрорежущие стали ДИ100 (Р7М2Ф6) и ДИ106 (Р9М2Ф5К6-М1) по ГОСТ 28393-89. Инструменты, изготовленные из указанных сталей, показали высокую эффективность в ходе многочисленных промышленных испытаний.

Упрочнение поверхности быстрорежущей стали. Алмазное выглаживание заключается в обработке предварительно шлифованной и полированной поверхности закругленными алмазными резцами (радиус 2-3 мм). Поверхностный слой уплотняется до глубины 0,3-0,5 мм. Качество поверхности значительно улучшается.

Нанесение покрытий (Ti,Al)N, является наиболее эффективным и прогрессирующим способом упрочнения поверхности, позволяет резко повысить эксплуатационные качества режущего инструмента тем самым, расширяя его область применения.

В результате нанесения покрытия TiN можно увеличить стойкость червячной фрезы в 2-12 раз.

Поскольку рабочая температура этого покрытия не превышает 600 °С, скорость резания может быть увеличена в определенных пределах, как правило, до 90…100м/мин. Ограничение по рабочей температуре предопределяет использование инструментов с покрытием TiN только с применением СОЖ.

Традиционное покрытие карбонитридом титана TiСN отличается от покрытия TiN более высокой твердостью. При использовании инструментов с покрытием TiСN обязательно применяется СОЖ из-за низкой температурной стойкости покрытия.

В последнее время появилось много публикаций о применении алмазных и алмазноподобных пленок для упрочнения режущего инструмента и деталей технологической оснастки. В Германии выпущен даже специальный стандарт VOI 2840 на алмазноподобные покрытия. Реализации этих процессов основаны на использовании дорогостоящего вакуумного оборудования.

Плазмохимическое упрочнение (РСН), как альтернатива азотированию, инструмента и технологической оснастки, обеспечивающее нанесение алмазоподобного тонкопленочного (до 3-х мкм) покрытия в бензовакуумном пространстве при атмосферном давлении, относится к новым промышленным технологиям. Процесс упрочнения инструмента, оснастки и деталей машин происходит при интегральной температуре нагрева изделий порядка 100 °С без изменения исходной шероховатости рабочих поверхностей.

Основным принципом нанесения алмазоподобного тонкопленочного покрытия, взятым за основу данной технологии, является разложение паров жидких технологических препаратов, вводимых в дуговой плазматрон, с последующим прохождением плазмохимических реакций и образованием покрытия на изделии.

2. Стали для измерительного инструмента

Первый процесс увеличивает объем, второй - уменьшает, третий процесс развивается в зависимости от условий распределения напряжений, формы и размеров инструмента и часто уменьшает размеры по наибольшей длине.

Обработка холодом после закалки является эффективным способом, уменьшающим последующее старение.

Для стали ШХ-15 проводят закалку в масле от 840-860 С и отпуск при температуре 150-170 С, 1-2 часа. Перед отпуском для снижения количества остаточного аустенита инструмент охлаждают до температуры, не выше 20-25 С. Это повышает стабильность размеров. Структура представляет собой отпущенный мелкоигольчатый мартенсит с равномерным распределением избыточных карбидов и немного остаточного аустенита (8-15 %). Затем проводят обработку холодом, чтобы исключить остаточный аустенит, который может превращаться в мартенсит в процессе эксплуатации и изменять размеры.

Для измерительного инструмента используют стали Х, ХГ, ХВГ после закалки и специального низкого отпуска при 120-130 С с последующей обработкой холодом (до -70 С) для уменьшения количества остаточного аустенита. В ряде случаев рекомендуется шестикратное повторение обработки холодом и отпуска, при этом количество остаточного аустенита уменьшается в несколько раз.

Для изготовления инструмента с высокой твердостью и износостойкостью, а также с незначительной деформацией во время закалки используют стали типа Х12Ф1, 4Х13, Х18 и др.

Средне- и низкоуглеродистые стали 50, 55 и 20 вследствие лучшей пластичности хорошо принимают холодную штамповку (вырубку) при изготовлении инструментов плоской формы. Инструменты из сталей 50 и 55 закаливают с нагревом ТВЧ, а сталь 20 подвергают ХТО (например, цементации), а затем закаливают от 790-810 С в воде или водных растворах. После закалки проводят отпуск при 150-170 С в течение 2-3 ч. Поскольку инструменты из этих сталей получают закаленный слой небольшой толщины, то развитие в нем процесса старения вызывает лишь незначительное относительно размеров всего инструмента изменение размеров. Наличие вязкой сердцевины облегчает правку инструмента.

3. Стали для штампового инструмента

1) Создана безвольфрамовая высокотеплостойкая штамповая сталь с карбонитридным упрочнением 30Х6МАФ, которая по степени легирования не превышает стали типа 4Х5МФС, 4Х5ФМС1, но значительно превосходит также более легированные стали, например 45ХВ3МФС по физико-механическим и служебным свойствам в литейном варианте сталей.

Сталь с карбонитридным упрочнением характеризуется более дисперсной и однородной микроструктурой в литом и отпущенном состояниях. Это является следствием диспергирования дендритной структуры металла за счет эффективного модифицирующего действия азота, а также диспергирования аустенитного зерна за счет барьерного действия высокотемпературной нитридной фазы.

Повышение устойчивости мартенсита к распаду при его высокой дисперсности, низкая скорость коагуляции карбидных фаз при отпуске и эксплуатации обеспечивают более высокий уровень прочностных свойств при комнатных и повышенных температурах, отпускоустойчивость и теплостойкость стали 30Х6МАФЛ по сравнению со стандартной сталью 45Х5МФ1СЛ (табл. 6.2), при этом резкое повышение пластичности и вязкости стали 30Х6МАФЛ устраняет преждевременный выход из строя инструмента по причине хрупкого разрушения металла. Повышение пластичности и вязкости металла при карбонитридном упрочнении связано со снижением его структурной химической неоднородности, особенно зернограничной, за счет создания внутризеренных емких диффузионных стоков для примесей и элементов внедрения, которыми являются межфазные границы нитрид-матрица и зоны искаженной решетки вокруг нитридных частиц.

Таблица 2 - Механические свойства сталей

2) Известно, что сталь марки 4Х5МФ1С (решетка ОЦК, упрочняющие фазы - карбиды Ме7С3, Ме6С, МеС) значительно разупрочняется при температурах свыше 700 С; 2) сталь марки 2Х6В8М2К7Ф (решетка ОЦК, упрочняющие фазы - карбиды Ме6С, МеС и интерметаллиды типа (Fe,Co)7W6) сохраняет преимущество в прочности в сравнении со сталью 4Х5МФ1С до температур приблизительно 750 С; 3) аустенитная марганцовистая сталь марки 5Х10Г13Н8Ф2 (решетка ГЦК, упрочняющие фазы - карбиды Ме7С3, МеС) имеет преимущество в сравнении с двумя первыми сталями при температурах свыше 700-750 С, 4) жаропрочный сплав Х15Н70В5М5Т3Ю2 по прочности в области температур 700-800 С практически равноценен аустенитным сталям.

3) Рекомендуется также использовать для изготовления штампов горячего деформирования аустенитную сталь марки 5Х6Г13М3В2АФ. Химический состав данной стали: 0,53 % С, 0,4 % Si, 13,5% Mn, 5,9 % Cr, 2,5 % Mo, 1,7 % W, 0,7 % V, 0,07 % N.

Термическая обработка стали 5Х6Г13М3В2АФ представляет собой закалку от температуры 1100 С (твердость 22-23 HRCэ) и последующее старение, после которого твердость составляет 42-44 HRCэ. Определение теплостойкости данной стали и сталей типа 4Х5МФ1С по изменению твердости в результате изотермической выдержки при температурах 750-950 С в течение 10-20 ч показало, что все мартенситные стали интенсивно разупрочняются при 750 С и не могут конкурировать с аустенитной сталью и жаропрочными сплавами. При этом аустенитная сталь 5Х6Г13М3В2АФ по теплостойкости не уступает жаропрочному сплаву на основе никеля ЭИ - 437БВД вплоть до температуры 850 С. Определение сопротивления смятию при термоциклическом силовом воздействии позволяет еще более наглядно определить преимущества аустенитной стали в сравнении со сталями мартенситного класса. Уменьшение высоты образцов из стали марки 4Х5МФ1С составляет уже 0,25-0,3 мм при количестве циклов в режиме 130750 С (сж max= 350 МПа), равном 500. В этих же условиях, но при большем количестве циклов, равном 1000, наибольшей сопротивляемостью пластической деформации обладает мартенситная сталь с карбидно-интерметаллидным типом упрочнения марки 2Х6В8М2К8Ф. Стали с карбидным упрочнением значительно уступают ей, а аустенитная сталь 5Х6Г13М3В2АФ и сплавы на основе никеля практически не подвержены смятию. Незначительную пластическую деформацию эти материалы претерпевают лишь при испытаниях с верхней температурой цикла, равной и выше 850 С (l = 0,02-0,05 мм при цикле 200850 С, сж max= 350 МПа и числе циклов 1000). Аустенитная марганцовистая сталь обладает и большей износостойкостью в сравнении со сталями мартенситного класса по этой характеристике не уступают никелевым жаропрочным сталям.

Таким образом, выполненные сравнительные испытания на смятие и износостойкость мартенситных, аустенитных сталей, жаропрочных сплавов на основе никеля дают основание полагать, что относительно экономичным, теплостойким и износостойким материалом применительно к условиям штампового инструмента является сталь марки 5Х6Г13М3В2АФ с аустенитной структурой. Однако негативной особенностью аустенитных штамповых сталей является в сравнении с мартенситными сталями пониженная теплопроводность и высокий коэффициент термического расширения, что может привести в определенных эксплуатационных условиях к выходу инструмента из строя по разгарным трещинам. В связи с этим наиболее рациональной областью применения аустенитных штамповых сталей являются штампы, работающие при температурах нагрева гравюры свыше 700-750 С и выходящие из строя вследствие усиленного износа и смятия.

Проверка работоспособности инструмента, изготовленного из сталей различной легированности (мартенситного и аустенитного классов) в производственных условиях, при литье под давлением бронзы и горячей штамповке (высадка болтов с головкой 14 мм), подтвердила лучшую работоспособность аустенитной стали марки 5Х6Г13М3В2АФ в сравнении со сталями марок 4Х5МФ1С и 2Х6В8М2К8Ф (табл. 6.3). Инструмент из стали 5Х6Г13М3В2АФ изготовляли из литых заготовок, а в остальных случаях - из поковок промышленной поставки.

Из результатов испытаний следует, что хотя причиной выхода из строя вставок из стали марки 5Х6Г13М3В2АФ при литье под давлением бронзы явились разгарные трещины, работоспособность этих вставок оказалась в четыре раза выше, чем стойкость серийного инструмента из стали 4Х5МФ1С. Это лишний раз подтверждает то положение, что при правильном использовании литого инструмента из аустенитных сталей можно обеспечить значительное повышение его работоспособности.

Таблица 3 - Работоспособность инструмента, изготовленного из сталей различной легированности

4) Важной характеристикой технологичности штамповых сталей является их восприимчивость к химико-термическому поверхностному упрочнению, которое является эффективным способом повышения эксплуатационной долговечности инструмента.

5) Представляет интерес группа новых высокотеплостойких штамповых сталей аустенитно-мартенситного класса. Выбранное содержание Cr, Mn, Ni и С обеспечивает им достаточно низкие значения критических точек Ас1 и Ас3 для того, чтобы при температуре эксплуатации выше 600 - 700 С они имели аустенитную, а при комнатной температуре - ферритную основу. Тем самым достигается сочетание преимуществ аустенитной структуры в сохранении высокотемпературной прочности с хорошей обрабатываемостью резанием ферритной основы.

Новые направления в создании сталей для штампов холодного деформирования

Штамповые стали для холодного деформирования должны иметь высокую твердость, износостойкость и повышенную вязкость (особенно для инструментов, работающих при динамических нагрузках). При жестких условиях работы (большие скорости деформирования, динамические), связанных со значительным разогревом инструмента (до 300..400 єС), необходимым свойством становится теплостойкость стали. В качестве штамповых сталей для холодного деформирования могут применяться нетеплостойкие углеродистые или легированные стали вытяжные и высадочные малогабаритные штампы, работающие при небольших давлениях и скоростях деформирования и т.п, или нетеплостойкие высокохромистые (3…12) % Cr c (0,7…1,5) % C, дополнительно легированные V, Mo, W и другими элементами.

Нетеплостойкие малолегированные стали являются заэвтектоидными или реже эвтектоидными. Они имеют высокую твердость после закалки (HRC 60-63) и выше, пониженные температуры аустенитизации (780-880) єС, достаточную вязкость, хорошую обрабатываемость резанием в отожженном состоянии. Однако пониженная теплостойкость и износостойкость этих сталей ограничивают их применение.

Составы легированных штамповых сталей холодного деформирования регламентированы ГОСТ 5950-73 и соответствующими ТУ.

По основным свойствам штамповые легированные стали для холодного деформирования можно разделить на стали повышенной (высокой) износостойкости, дисперсионнотвердеющие стали с высоким сопротивлением смятию и высокопрочные с повышенной вязкостью.

Стали повышенной (высокой) износостойкости

Это полутеплостойкие стали с высоким (6-12 % содержанием хрома). После закалки и отпуска в этих сталях выделяются специальные карбиды, в основном Ме7С3, и в меньшем количестве Ме23С6 и МеС. Объемная доля карбидных фаз высока и составляет (12…24) % (по массе) в зависимости от содержания Cr и других элементов. Износостойкость таких сталей зависит от типа и количества карбидной фазы. При возрастании доли более твердого карбида МеС (VC) износостойкость стали растет, однако одновременно значительно снижается ударная вязкость и прочность, возрастает вероятность выкрашивания рабочих поверхностей инструментов. Вследствие пониженной вязкости такие стали пригодны для инструментов, работающих без значительных динамических нагрузок: вытяжные и вырубные штампы, матрицы прессования порошков.

Термическая обработка сталей высокой износостойкости заключается в закалке от высоких температур 950-1050 єС и низком отпуске 150-250 єС. Вследствие пониженной теплопроводности нагрев под закалку легированных штамповых сталей осуществляют ступенчато с предварительным подогревом (650…700) єС. В структуре закаленной стали, кроме мартенсита, присутствует некоторое количество нерастворенных карбидов и остаточный аустенит. Повышение температуры закалки способствует уменьшению количества нерастворенных карбидов, увеличению содержания Cr в твердом растворе и, следовательно, повышению теплостойкости, но при этом возрастает количество остаточного аустенита и увеличивается размер аустенитного зерна, что сопровождается понижением твердости и прочности стали. Легирование сталей Mo, W и V способствует сохранению более мелкого аустенитного зерна до более высоких температур аустенитизации, а также повышает температуру отпуска стали, при которой сохраняется требуемая твердость. Устойчивость 12 %-ных хромистых сталей против отпуска высокая: после нагрева до 400-500 єС твердость сохраняется на уровне HRC 55…57. При этом возрастают значения ударной вязкости и прочности при изгибе. Дальнейшее повышение температуры отпуска сопровождаются падением ударной вязкости и прочности вследствие распада остаточного аустенита и коагуляции карбидов.

Низкие значения ударной вязкости и прочности при изгибе в сталях типа Х12 обусловлены образованием крупных карбидов хрома, повышенной карбидной неоднородностью. Легирование стали типа Х12 Mo и W, а также и V уменьшает карбидную неоднородность, увеличивает прочность и вязкость и позволяет изготавливать из стали Х12М, Х12ВМ, Х12Ф4М более крупные штампы.

Штамповые стали высокой износостойкости, легированные Mo и V, упрочняются путем дисперсионного твердения. Для обработки на вторичную твердость применяют более высокие температуры аустенитизации: 1110-1140 єС для стали Х12Ф1 и 1120-1130 єС для стали Х12М. При этом в большей степени растворяются избыточные карбиды, растет легированностью аустенита. Высокая твердость стали (HRC 60…62) достигается при трех- или четырехкратном отпуске при 490-530 єС благодаря выделению высокодисперсных карбидов и образованию мартенсита из остаточного аустенита при охлаждении. При этом также повышается и теплостойкость стали, однако снижается прочность и ударная вязкость вследствие роста аустенитного зерна.

Наиболее высокоизносостойкие стали легируют V в количестве до 4 %, при этом количество карбида VC в сталях с 12 % Cr достигает 4…5, а в сталях с 6 % Cr - 8 %. Недостатком этих сталей является пониженная шлифуемость.

Стали с содержанием 6 % Cr, легированные вольфрамом и ванадием (Х6ВФ), имеют более высокую прочность при изгибе и значительно (почти в 2 раза) более высокую ударную вязкость, чем стали с 12 % Cr (Х12Ф1).

Дисперсионнотвердеющие стали с высоким сопротивлением смятию

Они содержат пониженное (0,8-1,0 %) количество углерода и легированы Cr ~ 4…5 % , W, Mo, Si и V. Стали этой группы (например, 8Х4М2В2СФ) после высокого отпуска при 520-560 єС (в ряде случаев применяют многократный отпуск) склоны к дисперсионному твердению.

При оптимальных режимах термической обработки стали имеют невысокую твердость, прочность, теплостойкость и удовлетворительную вязкость. Вследствие высокой степени легирования стали обладают высокой прокаливаемостью и стойкостью против перегрева, в связи с чем температура аустенитизации этих сталей довольно высока (выше 1050 єС), что обеспечивает достаточную полноту растворения карбидов в аустените и образования высоколегированного мартенсита. После оптимального отпуска (530 єС) сталь имеет высокий комплекс механических свойств. Недостатком сталей данного типа является образование крупных избыточных карбидов при отжиге заготовок, что требует применения больших деформаций для раздробления крупных карбидных фаз.

Дисперсионнотвердеющие стали с высоким сопротивлением смятию применяют для изготовления тяжелонагруженных пуансонов и матриц (прессование, высадка) для работы при давлениях 2000…2300 МПа при холодном и полугорячем деформировании.

Высокопрочные стали с повышенной ударной вязкостью

Они имеют высокую прочность и пониженную теплостойкость и предназначены для изготовления инструмента, работающего при ударном (динамическом) нагружении. Упрочнение сталей осуществляют закалкой и низким отпуском (7ХГ2ВМ, 7ХГНМ) или путем дисперсионного твердения (6Х6В3МС, 6Х4М2ФС). Важным для этих сталей является минимальное изменение объема при закалке, что достигается в низкоотпущенных сталях сохранением значительного количества остаточного аустенита 18…20 %.

Дисперсионнотвердеющие стали характеризуются более высокой теплостойкостью, сопротивлением смятию и износостойкостью по сравнению с низкоотпущенными. Стали типа 6Х6В3МФС и 6Х4М2ФС применяют для инструментов, работающих при значительных динамических нагрузках и давлениях до 1500 МПа (высадочные пуансоны и матрицы, гильотинные ножницы и др.), стали типа 7ХГ2ВМ и ХГНМ - для инструмента прецизионной вырубки, пробивки и т п.

Очень полезна для сталей изотермическая закалка.

4. Твердые и сверхтвердые материалы

Твердые сплавы изготовляют методами порошковой металлургии, смешивая порошки карбида и связующего металла, спрессовывая их в формы и спекая при температуре 1250-1500 С. Такой инструмент не подвергается термообработке, а лишь затачивается. Марки твердых сплавов регламентируются ГОСТ 3882-74. В марках твердых сплавов буквы обозначают: В-карбид вольфрама, Т-карбид титана, ТТ-карбиды титана и тантала, КНТ-карбонитрид титана, К-кобальт, Н-никель. Цифры после букв - содержание этих веществ в процентах.

Классификация твердосплавных материалов:

- вольфрамокобальтовые (ВК5, ВК9);

- титанокобальтовые (Т15К6);

- титанотанталокобальтовые (ТТ7К10) и др.

Твердые сплавы широко применяют для обработки материалов резанием, для оснащения горного инструмента, быстроизнашивающихся деталей машин, узлов штампов, инструмента для волочения, калибровки, прессования и т.д. Твердосплавный инструмент очень дорог, поэтому из него изготовляют лишь режущую или изнашиваемую часть инструмента.

Сверхтвердые материалы широко применяют для оснащения лезвийных инструментов (резцы, сверла, фрезы). Они используются для чистовой размерной обработки при высоких скоростях резания (100-200 м/мин и более).

Из сверхтвердых материалов наибольшее применение находят синтетические алмазы, твердость которых в 6 раз превосходит твердость карбида вольфрама и в 8 раз - твердость быстрорежущей стали. Алмазы имеют сравнительно небольшую теплостойкость до 800 С, что компенсируется их высокой теплопроводностью. Алмазным инструментом наиболее эффективно обрабатываются цветные металлы и их сплавы, пластмассы, керамика.

Большой универсальностью обладают инструменты из поликристаллического нитрида бора с кубической решеткой ( - BN), называемого кубическим нитридом бора (КНБ). Его получают спеканием микропорошков нитрида бора с гексагональной кубической решеткой при высоких температурах и давлениях. Известны следующие модификации КНБ: эльбор, эльбор-Р, боразон. Нитрид бора ( - BN) имеет такую же, как алмаз, кристаллическую решетку и близкие к нему свойства. По твердости КНБ не уступает алмазу, но превосходит его по теплостойкости (до 1200С). В отличие от алмаза, КНБ не имеет химического сродства к железу, что позволяет использовать последний при обработке труднообрабатываемых сталей и чугунов. режущий инструмент сталь легирующий

В перспективе в качестве инструментальных материалов будут применяться вещества с преимущественно химической связью между атомами, обладающие вследствие этого наиболее высокими значениями твердости и теплостойкости: металлокерамика, нитриды, бориды и другие сверхтвердые материалы. Перспективным является использование способов упрочнения поверхностных слоев инструмента путем нанесения покрытий из нитридов титана, молибдена и других твердых соединений.

Вопросы для самопроверки

1. Какие требования предъявляются к инструментальным материалам?

2. Каковы принципы легирования, роль легирующих элементов инструментальных сталей различного назначения?

3. Каковы новые направления в создании быстрорежущих сталей?

4. Каков принцип легирования и термообработки штампов холодного деформирования?

5. Каков принцип легирования и термообработки штампов горячего деформирования?

6. Какие существуют новые способы поверхностного упрочнения сталей для режущего инструмента?

7. Какие требования предъявляются к сталям для калиброво-измерительного инструмента? Какова роль легирующих элементов и технологий термической обработки в формировании свойств?

8. Какие существуют твердые и сверхтвердые материалы? Каков их состав и свойства?

Перечень ссылок

1. Безпрозванных А. В. Свойства штамповых сталей с пониженным содержанием вольфрама / А. В. Безпрозванных, Г. А. Воробьёва // МиТОМ. - 1988. - № 7. - С. 20-23.

2. Борисов И.А. Влияние перегрева на механические свойства валковых и штамповой сталей / И. А. Борисов // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2001. - № 8. - С. 5-8.

3. Куниловский В. В. Литые штампы для горячего объемного деформирования В. В. Куниловский, В. К. Крутиков. - Л. : Машиностроение. Ленингр. Отд-ние, 1987. - 126 с.

4. Степанчук А. Н. Технология порошковой металлургии / А. Н. Степанчук, И. И. Билык, П. А. Бойко. - К. : Вища школа, 1989. - 415 с.

5. Киффер Р. Твердые сплавы / Р. Киффер, Ф.Бенезовский. - К. : Наукова думка, 1971. - 392 с.

6. Дронова Н. Д. Характеристика и оценка алмазного сырья / Н. Д. Дронова, И. Е. Кузьмина. - М. : МГГУ, 2004. - 74 с.

7. Ляхович Л. С. Специальные стали / Л. С. Ляхович. - М. : Высшая школа, 1985. - 208 с.

Размещено на Allbest.ru