Все о металле, его обработке и переработке

БЫСТРОРЕЖУЩИЕ СТАЛИ

Применение быстрорежущих сталей для режущего инстру­мента позволяет повысить скорости резания в несколько раз, а стойкость инструмента — в десятки раз. Главной отличительной особенностью быстрорежущих сталей явля­ется их высокая теплостойкость или красностойкость[22] (600—700 °С) при наличии высокой твердости (63—


7

3 V,%

PBMSK Os-P12K

PWKsviZijp9К5 °Р9 Р12 о Zs P 6 M 5

Рис. 211. Соотношение между средним содержанием углерода и ванадия в некоторых марках быстрорежущих сталей (по ГОСТ 19265—73)

С,%

1,0

0,9 0,8

0,7

О,8 1,2 1,е с,%

Рис. 210. Вертикальный разрез диа­граммы системы Fe—W—Cr—V при 18 % W; I % V и 4 % Cr; 8 — интерме­таллид (Мураками, Хатт с дополне­ниями Kyo)


361

70 HRC) и износостойкости инструмента. Уникальные свойства быстрорежущих сталей достигаются посредством специального легирования и сложной термической обра­ботки, обеспечивающих определенный фазовый состав.

1. Ррль легирующих элементов и фазовый состав стали

Основными легирующими элементами быстрорежущих ста­лей, обеспечивающими высокую красностойкость, являют­ся вольфрам, молибден, ванадий. Кроме них, все стали легируют хромом, а некоторые — кобальтом. Важным компонентом является углерод.

Карбидообразующие элементы образуют в стали специ­альные карбиды: MeeC на основе вольфрама и молибдена,

MeC на основе ванадия и Me23C6 на основе хрома. Часть атомов Me в указанных карбидах составляют железо и другие элементы (см. гл. VIII, п. 3).

Вертикальный (политермический) разрез диаграммы состояния системы Fe—Cr—W—V, характерный для быст­рорежущих сталей, приведен на рис. 210[23]. Аустенит в быстрорежущих сталях получается при нагреве выше 800— 900 °С, однако при этих температурах аустенит не обога­щен основными легирующими элементами и углеродом. Поэтому закалка стали от температуры выше Ac3 (линии 1—3—2) на 30—50 0C, как принято для обычных сталей, не может обеспечить главного свойства быстрорежущей ста­ли — красностойкости. Красностойкость достигается лишь после высокотемпературного нагрева под закалку до тем­ператур несколько ниже линии солидуса Ai (линия 1—2), когда значительная часть легированных карбидов раство­ряется в аустените, обогащая его вольфрамом, молибде­ном, ванадием, хромом и углеродом. Полного растворения в аустените карбида Me6C, а также MeС, как видно из диаграммы состояния, даже при столь высоких температу­рах не происходит. Повышение содержания углерода в стали приводит к понижению температуры закалки, так как линия солидус 1—2 понижается с 1330 0C (0,6 % С) до IlOO0C (1,5 % С). Диаграмма также показывает, что обез­углероживание быстрорежущей стали (до % С<0,5—0,6) приводит к появлению а-фазы (область а+у+Ме6С левее линии 1—3). Чрезмерное содержание углерода, сверх необ­ходимого для образования специальных карбидов, может привести к появлению карбида цементитного типа, что ухудшает свойства стали.

‘Вольфрам и молибден являются основными легирующи­ми элементами, обеспечивающими красностойкость. Дол­гое время в СССР (до 70-х годов) наиболее широко ис­пользовали вольфрамовые стали без молибдена (марки Р18, Р12, Р9). Однако острая дефицитность вольфрама привела к частичной его замене молибденом. Замену вольфрама молибденом проводят, исходя из соотношения Mo: W=I : 1,5, однако общее содержание молибдена в стали не должно быть более 5 %[24].

Считается,, что наиболее оптимальные свойства и рацио­нальная стоимость инструмента достигается при соблюде­нии условия 2(W+1,5 Mo) =12—13 % (Л. С. Кремнев)- По этому принципу построена наиболее широко применяе­мая, в настоящее время сталь Р6М5.

Вольфрам (молибден) образует в стали карбид Me6Cr который при аустенитизации частично переходит в твердый раствор, обеспечивая получение после закалки легирован­ного вольфрамом (молибденом) мартенсита. Эти легиру­ющие элементы, а также ванадий затрудняют распад мар­тенсита при нагреве, обеспечивая необходимую красностой­кость. Нерастворенная часть карбида Me6С приводит к повышению износостойкости стали. Таким образом, без вольфрама или молибдена не может быть быстрорежущей стали. Наличие в стали высокого содержания вольфрама приводит к ухудшению теплопроводности стали, что вызы­вает осложнения при обработке давлением и необходимость замедленного (ступенчатого) нагрева стали под закалку всгизбежание появления трещин. Кроме того, вольфрамо­вые стали склонны к сильной карбидной неоднородности. Частичная замена вольфрама молибденом уменьшает этот недостаток.

Ванадий образует в стали наиболее твердый карбид VC (MeC) (HV 2700—2800). 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. При минимальном содержании ванадия в быстрорежущих сталях около 1 % содержание углерода устанавливается в пределах 0,7—0,8 %. С ростом количе­ства ванадия в стали содержание углерода должно увели­чиваться из расчета: на каждый 1 % V — прирост углерода около 0,2 %. В основных марках быстрорежущих сталей соблюдается такая зависимость между содержанием вана­дия и углерода (рис. 211).

23*

363

Карбид MeC, частично растворяясь в аустените, увеличива­ет красностойкость и повышает твердость после отпуска благодаря эффекту дисперсионного твердения. Нераство­ренная часть карбида MeС увеличивает износостойкость стали. Чем выше содержание ванадия в быстрорежущих сталях (а оно доходит1 до 5 %), тем выше износостойкость вследствие увеличения количества самого твердого карби­да. Однако при этом ухудшается шлифуемость стали. Широкое применение в инструментальной промышленности корундовых и алмазных кругов позволило расширить про­изводство высокованадиевых сталей и тем самым достиг­нуть некоторой экономии вольфрама благодаря уменьше­нию доли нерастворенного карбида Me6С, также увеличи­вающего износостойкость.

Хром во всех быстрорежущих сталях содержится в ко­личестве около 4 % • Он является основой карбида Me23C6. При нагреве под закалку этот карбид полностью растворя­ется в аустените при температурах, значительно более низких, чем температуры растворения карбидов Me6C и MeC. .Вследствие этого основная роль хрома в быстроре­жущих сталях состоит в придании стали высокой прокали­ваемости. Он оказывает влияние и на процессы карбидооб- разования 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 Me6C. По мнению не­которых исследователей, он может образовывать при от­пуске интерметаллиды типа (Со, Fe)7(W, Мо)6. Кобальт увеличивает устойчивость против отпуска и твердость быст­рорежущих сталей (до HRC 67—70). Влияние кобальта на красностойкость (сохранение твердости HRC 60) характе­ризуется следующими данными (Ю. А. Геллер):

Содержание кобальта,

%……………………………………………. 0 3 5 10 15

Красностойкость, 0C. . 610—615 620 630 640 650

К недостаткам влияния кобальта следует отнести ухуд­шение прочности и вязкости стали, увеличение обезуглеро­живания. Содержание остаточного аустенита после закал­ки в сталях с кобальтом возрастает до 40 %, против ~25 % для сталей без него. Однако главной причиной, сдерживающей широкое применение кобальтовых сталей, является дефицитность и высокая стоимость кобальта.

2. Марки быстрорежущих сталей

Химический состав и свойства быстрорежущих сталей ре­гламентированы ГОСТ 19265—73. В табл. 46 приведены сведения об основных марках быстрорежущих сталей. Быстрорежущие стали условно подразделяют на стали умеренной красностойкости (при содержании до 2 % V) и’ стали повышенной красностойкости (при содержании более 2 % V или дополнительно легированной кобальтом). До конца 60-х годов основной маркой быстрорежущей стали,

Производимой отечественной промышленностью, являлась сталь P18. Объем производства ее от всех других марок быстрорежущих сталей составлял около 85 %. Острая де­фицитность вольфрама заставила в 70-х годах все страны перейти на вольфраммолибденовую сталь типа Р6М5. В на­шей стране объем производства этой стали составляет око­ло 80 %. В результате этого произошло снижение среднего содержания вольфрама в быстрорежущих сталях с 16,5 до 7,Jj % при росте среднего содержания молибдена с 0,6 до 4%.

Вольфраммолибденовые стали намного дешевле, чем диалогичные по свойствам вольфрамовые стали. Так, если у в соответствии с ценами на мировом рынке принять стои­мость стали Р6М5 за 100 %, то стоимость стали Р12 соста­вит 120 %, а Р18 170 %.

Необходимо также отметить, что в последнее время расширилось использование быстрорежущих сталей с по­вышенным содержанием углерода на 0,2 % при низком со­держании вольфрама и молибдена (11РЗАМЗФ2), а также сталей, легированных 0,05—0,10 % N (Р6АМ5, Р6АМ5ФЗ). Легирование азотом повышает эксплуатационные свойства инструмента. Разработаны и перспективны безвольфрамо­вые быстрорежущие стали типа 11М5ФЗ, имеющие свойст­ва, близкие к стали Р6М5.

В настоящее время для изготовления инструмента из быстрорежущих сталей все шире применяют методы по­рошковой металлургии. В таких материалах нет карбидной неоднородности и анизотропии свойств, они хорошо шли­фуются при повышенном содержании ванадия (до 3,5 %), имеют более высокую красностойкость и лучшие режущие свойства. Изготовление инструмента методами порошковой металлургии является безотходным способом производ­ства.

3. Фазовые превращения в быстрорежущих сталях /

Высокие служебные свойства инструмента из быстроре­жущей стали достигаются после термической обработки. Рассмотрим фазовые превращения, которые протекают при этом, на примере сталей Pl8 и Р6М5.

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

Изменение фазового состава стали Р6М5 при термиче­ской обработке детально изучено в работах И. К. Купало-

Таблица 46. Состав и некоторые свойства быстрорежущих стал eft

Марка стали

Содержание основных элементов %•

С

Cr

W

Mo

Р18 Р12 Р9

Р6АМ5** Р6М5

Р6АМ5ФЗ**

Р6М5ФЗ

11РЗАМЗФ2

Р12ФЗ

Р18К5Ф2

Р9К5

Р6М5К5

Р9М4К8

3,8—4,4 3,1-3,6 3,8—4,4 3,8—4,4 3,8—4,4

17,0—18,5 12,0—13,0 8,5—10,0 5,5—6,5 5,5—6,5 5,7—6,7 5,7—6,7 2,5—3,3 12,От—13,0 17,0—18,5 9,0-10,5 6,0-7,0 8,5—9,6

» Во всех сталях Mn<0,5 %; Si<0,5 %; №«0,4 %; S«0,025-0,030 случае стали соответственно обозначают Р6М5 и Р6М5ФЗ.

Вой. На рис. 212 показано изменение состава твердого рас­твора в зависимости от температуры нагрева под закалку сталей Р18 и Р6М5, а на рис. 213 — изменение количества основных карбидов. По достижении температуры 1000— IlOO0C в обеих сталях весь хром переходит полностью из карбида в аустенит. Однако при этой температуре раство­рение карбидов Me6С и MeС невелико. Наиболее активно процессы растворения карбидов Afe6C протекают при тем­пературах 1200—1240 0C в стали Р6М5 и еще при более высоких температурах 1270—1300 0C в стали Р18, что вы­зывает существенное обогащение аустенита вольфрамом (Р18) и вольфрамом и молибденом (Р6М5). Растворение карбидов MeС также происходит при высоких температу­рах и почти предельное количество ванадия растворяется в стали Р6М5 при 1200—1240 °С, а в стали P18 —при 1260—1300 °С. В стали Р6М5 при температурах 1220— 1230 0C растворено 3,5—4,0 % W; ~3 % Mo; 1,0—1,2 % V; 0,5 % С, а в стали Р18 при 1270—1290 0C 7—8 % W; 0,8— 0,9 % V. Остальное количество элементов, содержащихся в стали, входит в состав нерастворенной (избыточной) кар­бидной фазы.

<1,0 <1,0 <1,0 5,0—5,5 5,0—5,5 5,5—6,0 5,5—6,0 2,5—3,0 0,5—1,0 1,0 1,0 4,8—5,3 3,8—4,3

0,7—0,8 0,8—0,9 0,85—0,95 0,82—0,90 0,82—0,90 0,95—1,05 0,95—1,05 1,02—1,12 0,95—1,05 0,85—0,95 0,9—1,0 0,84—0,92 1,0-1,1

З,;

3,! 3,i 3,! 3,! 3,* 3,1

4,3 4,3 4,3 !-4,3 1—4,4 :—4,4 1—4,3

3,0—3,6

{,; P «г 0,030-

Пересчет суммарного содержания вольфрама и молиб­дена на эквивалентное содержание вольфрама по формуле

Sm

Режим термической обра­ботки

HRC, ие менее

Красно­стойкость (HRC»58), 0C

V

Со, N

^зак’ °с

1oth — "с

?

1,0-1,4

1270—1290

550—570

62

620

1,5-1,9

_____

1240—1260

550—570

62

620

2,0—2,6

1220—1240

550—570

62

620

1,7-2,1

0,05—0,0Ш

1210—1230

540—560

64

620

1,7-2,1

_____

1210—1230

540—560

64

620

2,3—2,7

0,05—0, IN

1210—1230

540—560

64

630

¦ 2,3—2,7

_____

1210—1230

540—560

64

630

2,2—2,6

0,05—0,IN

1190—1210

540—560

63

620

2,5—3,0

_____

1240—1260

550—570

63

630

1,8-2,4

5,0—6, OCo

1270—1290

560—580

63

640

2,2—2,6

5,0—6, OCo

1220—1240

560—580

63

630

1,7-2,2

4,8—5,ЗСо

1210—1240

540—560

64

630

2,1—2,5

7,5—8,5Со

1210—1240

540—560

64

630

0,035 %. •• Допускается изготовление сталей без легирования азотом, в этом

2(W+1,5 Mo) показывает, что в аустените стали Р6М5 при оптимальной температуре нагрева под закалку (1200— 1230 °С) растворено около 8 %W. В стали Р18 в аустените растворяется также около 8 % W, но при температурах 1270—1290 °С. Следовательно, одинаковая красностойкость сталей Р6М5 и P18 достигается при более экономном леги­ровании на стали Р6М5.

Изменение структуры и свойств быстрорежущих сталей в зависимости от температуры закалки характеризует рис. 214. При температуре закалки 1200—1230 °С в стали Р6М5 обеспечивается мелкое зерно аустенита (№ 10—II); содер­жание остаточного аустенита составляет 20—25 %, дости­гается высокая твердость и красностойкость стали. Предел прочности при изгибе после закалки от 1240 0C резко сни­жается. В стали P18 аналогичные свойства достигаются после закалки от 1270—1290 °С. Таким образом, данные изучения фазового состава, структуры и свойств быстроре­жущих сталей показывают, что оптимальная температура закалки стали Р6М5 1200—1230°, а Р18 1270—1290 °С. Зна­чения оптимальных температур закалки других сталей приведены в табл. 46.

Превращение при охлаждении быстрорежущей стали после аустенитизации от оптимальных температур характе­ризует диаграмма изотермического распада аустенита ста­ли Р6М5, приведенная на рис. 215. Диаграммы других быстрорежущих сталей мало отличаются от приведенной. Высоколегированный аустенит, образовавшийся при высо­котемпературном нагреве, обладает весьма высокой устой­чивостью к распаду, вследствие чего быстрорежущие стали могут закаливаться даже при охлаждении на воздухе. Однако при этом, как видно из диаграммы возможно выде-

Рис. 212. Влияние температуры аустеиитизации быстрорежущих сталей иа состав твердого раствора после закалкн:

О—Р18 (А. П. Гуляев); б — Р6М5 (И. К. Купалова)

Ление из переохлажденного, аустенита при температурах 800—550°С специальных карбидов (штриховая линия на диаграмме), 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 0C между 1 и Il ступеня­ми имеется зона высокой устойчивости аустенита, что по­зволяет проводить ступенчатую закалку инструментов. Выдержка в интервале температур 400—500 0C 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.

В ряде случаев (длинный инструмент большого сече­ния — сверла, протяжки и т. п.) возможно проведение изо­термической закалки с кратковременной выдержкой в об­ласти бейнитной ступени, что приводит к понижению

Рис. 213. Влияние температуры аустенитизации стали Р6М5 иа количество кар­бидной фазы (И. К. Купалова)

Omж иг 1100 UOO ?,°С

Рнс. 214. Влияние температуры аустенитизации иа структуру и свойства стали Р6М5 (И. К. Купалова). HRC-после закалки; аи — прочность при изгибе пос­ле закалки и отпуска; Kp. — красностойкость при 620 °С

Температуры мартеиситного превращения, увеличению ко­личества остаточного аустенита и еще более существенно­му уменьшению коробления и склонности к трещинообра — зованию.

Положение температурного интервала мартеиситного 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 мартеиситного превраще­ния Mb= 150—200 0C для сталей Р6М5, P18, P12, Р9 и др. При охлаждении до комнатной температуры остается не — распавшимся 20—25 % аустенита.

Таким образом, фазовый состав быстрорежущих сталей после закалки обычно следующий: нерастворенных карби­дов 7—15 %, остаточного аустенита 20—30 %, остальное — мартенсит. В сталях с кобальтом количество остаточного’ аустенита доходит до 35—40 % •

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

HV303 317

Конец . превращения

90%

5°/?

600

А +К

Чоо

• N 50%

HV577

- ZOO

Mh

-M

50%

-L

IOlf 10s W’

10г IOi Время, с

0,5 1

10

Рис. 215. Диаграмма изотермического превращения аустенита стали Р6М5 (А. А. Попов, Л, Е. Попова)

Инструмент приобретает не-

Vc

Обходимые эксплуатацион­ные характеристики. На рис. 216 показано влияние темпе­ратуры отпуска на твер­дость и прочность при изги­бе стали Р6М5. Уменьшение твердости стали происходит при отпуске до 400 °С. Наи­большему уменьшению твер­дости соответствуют экстре­мальные значения прочно­сти при изгибе. При отпуске в этом температурном ин­тервале образуются карби­ды цементитного типа. От­пуск при 400—500 0C приво­дит к увеличению твердости и снижению прочности при изгибе до минимальной. Максимальная твердость достигается при отпуске 540— 560 °С. Электронно-микроскопические исследования пока­зывают, что пику вторичной твердости соответствует вы­деление высокодисперсных карбидов ванадия, при этом твердой раствор заметно обедняется ванадием, а в карбидной фазе наряду с нерастворенными крупными карбидами MeC появляются вторичные дисперсные карби­ды MeC. На пике вторичной твердости и при более высоких температурах возможно выделение дисперсных карбидов типа Me2C (W2C и Mo2C). Резкое уменьшение твердости при более высоких температурах обусловлено выделением карбидов Me6C.

В стали Pl8 происходят аналогичные процессы. Пик вторичной твердости достигается при температуре 550— 570 °С. Данные рис. 217 иллюстрируют изменение состава твердого раствора стали Р18 от температуры отпуска.

Интенсивное выделение карбидов ванадия происходит при отпуске 560 0C1 однако при этой температуре в твердом растворе сохраняется высокое содержание вольфрама. Последний интенсивно выделяется из твердого раствора в виде карбида Afe6C при температурах отпуска выше 600 0C, что обусловливает потерю красностойкости при этих тем­пературах. Кроме процесса карбидообразования на свой­ства стали существенно влияет превращение остаточного аустенита в мартенсит. Как отмечалось ранее (см. гл. IX, п. 3), при нагреве закаленной быстрорежущей стали до

Рис. 216. Влияние температуры отпус — Рис. 217. Влияние температуры отпуска ка на твердость HRC и прочность аи иа состав твердого раствора стали при изгибе стали Р6М5 (И. К — Купа — pi8 <ю- А — Геллер) лова)

Температур 500—600 0C и изотермической выдержке при ней из остаточного аустенита в соответствии с диаграммой (см. рис. 215) 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 рис. 218, а 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 (рис. 218,6). 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 %, 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, т. е. к явле­нию вторичной закалки или вторичной твердости.

Рис. 218. Влияние отпуска при 560 0C на количество остаточного А00т аустени­та, неотпущенного мартенси­та M я твердость HRC бы­строрежущей стали:

А — продолжительность от­пуска T отп стали Р6М5 (А. П. Гуляев); б —число отпусков стали Р18 (Ю. А. Геллер)

Г’7П<4 Отпуск

Количество отпусков определяется содержанием оста точного аустенита после закалки и его стабильностью, за висящей от состава стали. Обычно вольфрамовые и воль фраммолибденовые стали подвергают двух-трехкратному отпуску, а стали с кобальтом — трех-четырехкратному от­пуску. Возможно применение сокращенного высокотемпе­ратурного отпуска вместо одночасовых отпусков при 560 °С. Установлена зависимость между температурой и длитель­ностью оптимального отпуска быстрорежущей стали (И. К. Купалова). Вместо многократных отпусков принци­пиально возможно проводить обработку холодом (А. П.,Гу­ляев), т. е. сразу же после закалки охлаждать инструмент до температуры —80 °С. Такое охлаждение вызывает до­полнительное превращение в аустенит 10—20 % остаточно­го аустенита. После обработки холодом достаточно прове­дения одного отпуска, Однако значительное увеличение напряжений при обработке холодом повышает коробление и возможность образования трещин в инструменте. По этой причине обработка холодом практически не применяется.

Таким образом, фазовый состав быстрорежущих сталей после многократного отпуска: специальные карбиды (не- растворенные при аустенитизации и выделившиеся при отпуске) 20—25 %; остаточный аустенит 1—2 %; осталь­ное — отпущенный мартенсит (в том числе 3—4 °/о неотпу­щенного) .

4. Термическая обработка инструмента

Термическая обработка быстрорежущих сталей включа­ет смягчающий отжиг проката или поковок перед изготов­лением инструмента и окончательную термическую обра­ботку — закалку с отпуском готового инструмента. Схема термической обработки инструмента из быстрорежущей стали Р6М5 приведена на рис. 219. Для других сталей схема обработки анало­гична, изменяются лишь температурные режимы в соответствии с данными табл. 46.

Цель смягчающего от­жига — понизить твер­дость до HB-250—300 и подготовить структуру стали к закалке. Режим обработки: аустенитиза — ция 840—860 °С, охлажде­ние со скоростью 30— 40 °С/ч до 720—750 °С, вы­держка не менее 4 ч, охла­ждение со скоростью 40—

50°С/ч до 600 С и далее на воздухе. Такой отжиг является изотермическим. Из отожженной стали изготовляют необ­ходимый инструмент.

Цель окончательной термической обработки — получить необходимую красностойкость, износостойкость, твердость и прочность инструмента.

ПОО — кратный

HSi 2550 HRC 60-61 HRC63S5 Твердость

Рис. 219. Схема термической обработки инструмента из быстрорежущей стали PSMS (обобщение данных)

I, . -, Г. «I Iss sa s

Закалка инструмента из быстрорежущей стали чаще всего проводится с аустенитизацией в^соляных ваннах. На­грев под закалку вследствие низкой теплопроводности быстрорежущей стали проводят с предварительным подо­гревом при температуре 800—850 0C. Для сложного круп­ногабаритного инструмента (сечением более 30 мм) дела­ют дополнительные ванны подогрева при 400—500 °С, а иногда еще и при 1000—1100°С. Оптимальная температу­ра аустенитизаци зависит от вида инструмента. Резцы и крупные сверла закаливают от верхней температуры реко­мендуемого интервала; резьбовой, зуборезный инструмент и фрезы нагревают до нижней температуры. Колебания температуры соляной ванны не должны превышать ±5 °С. Особенно строгим должен быть контроль состава соляной ванны с целью исключения обезуглероживания. Выдержка при температуре закалки не должна быть больше, чем это необходимо для растворения карбидных фаз, так как в противном случае наблюдается сильный рост зерна. Вы­держку определяют по специальным формулам (Е. А. Смольников) или номограммам. Охлаждение при за­калке проводят в масле или горячих средах (ступенчатая или изотермическая закалка). После горячей среды инст­румент охлаждают на воздухе. После закалки следует контроль твердости, а на образцах-свидетелях контролиру­ют размер зерна в изломе.

Отпуск мартенсита следует осуществлять сразу же пос­ле закалки во избежание стабилизации остаточного аусте — иита. Оптимальные температуры отпуска разных сталей указаны в табл. 46. Выдержка при каждом отпуске 1 ч, а последующее охлаждение следует проводить до комнатной температуры в целях более полного превращения остаточ­ного аустенита в мартенсит. На рис. 219 указан трехкрат­ный отпуск. В зависимости от количества остаточного аус­тенита и типа инструмента количество отпусков может быть от двух до четырех. Последний отпуск иногда совме­щают с цианированием (насыщение поверхности азотом и углеродом), которое проводят в цианистых солях при ^отп.

После отпуска проводят контроль твердости, затем сле­дует окончательная шлифовка (заточка) инструмента. Для снятия возникших при этом напряжений инструмент иногда подвергают низкотемпературному отпуску (200—300 °С).

Термомеханическая обработка быстрорежущих сталей разработана для некоторых видов инструмента. Однако «на не получила должного развития: HTMO мало пригод­на из-за низкой пластичности сталей и необходимости ис­пользовать мощное оборудование для деформации, а ВТМО взоможна только при скоростном нагреве и дефор­мации и находит применение при изготовлении мелкого инструмента методом пластической деформации, например •сверл, продольно-винтового проката (И. К- Купалова).

Карбидная неоднородность представляет со­бой сохранившиеся участки ледебуритной эвтектики в про­катном металле (рис. 220, с). Она определяется прежде всего металлургическим переделом, а именно: кристаллиза­цией слитка и его горячей пластической деформацией. ¦Сильная карбидная неоднородность значительно уменьша­ет прочность, вязкость и стойкость инструмента. Уменьше­ние карбидной неоднородности достигается комплексом мероприятий при металлургическом переделе. Радикальным способом устранения карбидной неоднородности является изготовление инструмента методами порошковой металлур­гии (рис. 220, б).

Обезуглероживание поверхности инстру­мента при термической обработке обусловлено плохой раскисленностью высокотемпературной соляной ванны и чрезмерно длительной выдержкой при аустенитизации. Пе­регрев при аустенитизации приводит к чрезмерно сильному росту зерна аустенита по сравнению с нормально нагретой

Рис. 220. Карбидная неоднородность быстрорежущей стали Р6М5, Х500: а — балл 8, прокат из слитка; б— балл If «порошковый» металл

Сталью. Это различие проявляется в закаленном состоянии и после отпуска в распределении карбидной фазы по гра­ницам бывших зерен аустенита (рис. 221). При значитель­ном превышении установленных температур аустенитиза­ции может произойти пережог — оплавление границ зерен. Избежание обоих дефектов требует более жесткого конт­роля температуры аустенитизации. Перегрев исправим пу­тем последующего отжига и повторной закалки, пережог не исправим.

Трещины могут быть обусловлены как • чрезмерно быстрым нагревом в соляных ваннах, без достаточного предварительного подогрева, так и ускоренным охлажде­нием в области температур мартенситиого превращения.

Низкая твердость (HRC 58—62) после закалки и многократного отпуска может быть обусловлена низким нагревом при аустенитизации, приводящим к недостаточ­ному легированию мартенсита, что вызывает разупрочне­ние при отпуске; низким или высоким нагревом при отпус­ке (до или после пика вторичной твердости); обезуглеро­живанием поверхности; стабилизацией остаточнога аустенита между закалкой и отпуском, что приводит к со­хранению большого количества остаточного аустенита:

Нафталинистый излом представляет собой крупнозернистый излом со своеобразными блестками. Обычно такой дефект проявляется после повторной закал­ки недостаточно отожженной стали. По мнению В. Д. Ca-

Рнс. 221. Микроструктура быстрорежущей стали Р6М5, Х500:

А, б — нормальный нагрев при аустеиитизадии 1230 °С; в, г — перегрев 1265 °С; а, в — закалка; б, г — закалка с трехкратным отпуском

Довского, ненормальный рост зерна при повторной закал­ке быстрорежущей стали, приводящий к нафталинистому излому, получается в результате первичной рекристалли­зации аустенита, обусловленной внутренним наклепом и развивающейся (вероятно, из-за влияния присутствующей дисперсной карбидной фазы) из малого числа центров (см. гл. VII, п. 1). Для устранения нафталинистого излома не­обходимо сталь перед повторной закалкой подвергнуть отжигу.

5. Твердые сплавы

Твердые сплавы являются спеченными порошковыми материалами иа основе твердых тугоплавких соединений переходных металлов. Основой большинства твердых сплавов является карбид вольфрама, наряду с иим используются карбид и карбонитрид титаиа и карбид тантала. В качестве связующего материала главным образом используется ко­бальт, а в ряде сплавов иикель с молибденом.

Твердые сплавы имеют значительно более высокую красностойкость (выше 800—1000°С), твердость и износостойкость, чем быстрорежущая сталь. Однако их вязкость меньше и оии весьма чувствительны к дей­ствию Ударных нагрузок.

Твердые сплавы изготовляют методами порошковой металлургии, смешивая порошки карбида и связующего металла, спрессовывая их в формы и спекая при высокой температуре (1250—1500 °С). Такой ин­струмент ие подвергается термической обработке, а лишь затачивается. Марки твердых сплавов регламентируются ГОСТ 3882—74.

В табл. 47 приведены наиболее типичные твердые сплавы и их свой­ства.

Таблица 47. Состав и свойства некоторых твердых сплавов

Состав, %

М

А>

Марка стали

WC

TiC

TaC

Co

Р,10~3 кг/и’

Ь в 25 S к щ в ?

HRA (1 менее)

Вольфрамовые



4 6 12

92,0 90,0 87.0

950 1150 1650

9,5—9,8 11,1—11,6 13,1—13,5

10

1100 1400 1500 1600 1650

89,5 89,5 88,5 87,5 87,0

15,0—15,3 14,9—15,2 14,6—15,0 14,4—14,8 14,2—14,6

ВКЗ

97

_____

ВК4

96

ВК6

94

ВК8

92

Вкю

90

Т30К4

66

30

Т15К6

79

15

Т5К12

83

5

Титановольфрамовые



Титанотанталовольфрамовые

TI7K12

Т18К6

Т120К9

81 84 71

4 8 8

3 2 12

12 6 9

13,0—13,3 12,8—13,3 12,0—13,0

1650 1250 1300

87,0 90,5 89,0

Безвольфрамовые

ТН20 KHTl 6

80

84—Ti (C1N)

(Ni+Mo)-20 (Ni-fMo)—16

5.5— 6,0

5.6— 6,2

1100 1350

90,00 89,0

24—970

377


В марках твердых сплавов буквы обозначают: В — карбид воль-* фрама, T — карбид титана, TT — карбиды титана и тантала, KHT —- карбонитрид титана, К — кобальт, H — никель. Цифры после букв — содержание этих веществ в процентах, а для букв TT — сумму содер­жания карбидов титана и тантала. Содержание карбида вольфрама не указывается, оно определяется по разности. В безвольфрамовых спла­вах в качестве связующего металла используют никель в смеси с 20— 25 % Mo.

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. Державки же инструмента изготовляют из обычной кон­струкционной или инструментальной стали. Безвольфрамовые твердые сплавы являются весьма перспективными. Эти сплавы по основным свойствам не уступают вольфрамсодержащим твердым сплавам. Приме­няют их вместо сплавов ВК6, Т30К4, Т15К6, Т14К8 и др., что позволяет экономить дефицитные вольфрамы и кобальт.

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 (AbO3), нитриды, бориды и другие сверхтвердые материалы (Л. С. Кремнев). Перспективным является использование способов упрочнения поверхностных слоев ин­струмента путем нанесения покрытий из нитридов титана, молибдена и других твердых соединений.