Контрольная работа: Инструментальные и быстрорежущие стали
2,0…2,6
2,0
2,2
1,8…2,4
1,8…2,4
-
-
-
-
-
-
5,0…6,0
Основная особенность быстрорежущих сталей – теплостойкость, они сохраняют высокую твёрдость при нагреве до температур свыше 600 С. Это связано со сложным механизмом упрочнения сталей этого класса, сочетающим мартенситное превращение с последующим дисперсионным твердением.
Для достижения высокой теплостойкости необходимо иметь высоколегированный твёрдый раствор, в котором затруднена диффузия углерода, и высокую устойчивость против коагуляции при нагреве упрочняющей фазы. Это реализуется за счёт того, что быстрорежущие стали легированы сильными карбидообразующими компонентами, которые и образуют карбиды. Основными легирующими компонентами быстрорежущих сталей является вольфрам и молибден, являющиеся химическими аналогами, в их состав также обязательно входят хром и ванадий. В зависимости от наличия W и Мо стали подразделяются на вольфрамовые, вольфрамомолибденовые и молибденовые.
Маркировка быстрорежущих сталей несколько отличается от конструкционных. Они обозначаются русской буквой «Р» (буква «р», принятая для обозначения быстрорежущих сталей – от английского «Rapid» - скорый), цифра после которой показывает содержание вольфрама в стали. Содержание хрома во всех быстрорежущих сталях составляет около 4% и в марке не указывается. Не указываются также ванадий при его содержании до 2% и углерод при содержании 0,7 – 0,9%. Обозначения этих элементов входят в марку быстрорежущих сталей только при их большем содержании. Покажем это на примере наиболее распространённых сталей. Сталь P18 содержит 18%W, сталь P6M5 – 6%W и 5%Мо, содержание углерода, хрома и ванадия в этих сталях находиться в указанных пределах.
3.1 Структура, термическая обработка и свойства быстрорежущих сталей
Структура быстрорежущих сталей в отожженном состоянии состоит из феррита, в котором растворена часть хрома, имеющегося в стали, и карбидов легирующих компонентов. Это карбиды на основе вольфрама и молибдена: Ме6С (1200HV) – основной карбид (в структуре сталей Р18 и Р6М5 он присутствует в количестве около 18%), хрома – Ме23 С6 (его твёрдость 1000HV, количество около 9%) и ванадия – МеС (2500HV, количество 1,5-2%) (цифры в формуле показывают количество атомов металла и углерода соответственно). Эти карбиды имеют сложный состав. Помимо атомов основного карбидообразующего компонента, в них присутствуют в определённых количествах атомы железа и других легирующих компонентов (именно с этим связано такое обозначение карбидов). Так, например, в состав карбида Ме6С могут входить атомы хрома, ванадия, железа, при этом основа карбидов в вольфрамовых сталях – W до 75% масс, в молибденовых – Мо до 62% масс, в вольфрамомолибденовых – W и Мо. Упрочняющая термическая обработка быстрорежущих сталей, включающая закалку и отпуск, должна обеспечить высокие значения твёрдости и теплостойкости. Это может быть достигнуто за счёт высокой легированности твёрдого раствора, получаемой при закалке, и интенсивного дисперсионного твердения в процессе отпуска.
Закалка. Нагрев под закалку быстрорежущих сталей должен обеспечить растворение в аустените большого количества карбидов. Карбид на основе хрома Ме23С6 полностью растворяется в аустените при 1100С, основой карбид быстрорежущих сталей Ме6С интенсивно растворяется при температуре свыше 1200С, наименее растворимым является карбид МеС на основе ванадия, растворяющийся при более высоких температурах.
Таким образом, для обеспечения высокой легированности твёрдого раствора температура закалки быстрорежущих сталей должна быть выше 1200 С, т.е. превышать температуру растворения основного карбида. Карбид Ме 6 С на основе вольфрама растворяется в аустените при температурах более высоких, чем карбид на основе молибдена, поэтому температура закалки вольфрамовых сталей также выше, чем у сталей с молибденом (1270 – 1290 С для Р18 и 1210 – 1230 С для Р6М5).
После закалки в структуре остается часть нерастворившихся – избыточных карбидов. В основном это карбиды эвтектического происхождения, растворение которых возможно только в жидкой фазе (оплавление инструмента недопустимо), и часть вторичных карбидов. Роль избыточных карбидов – сдерживание роста зерна (при крупном зерне снижаются прочность и вязкость) при нагреве под закалку, которая вынужденно выполняется от высоких температур. Высокая концентрация углерода и легирующих компонентов в аустените приводит к снижению температур начала (Мн) и конца (Мк) мартенситного превращения. Температура Мк лежит в области отрицательных температур, поэтому в структуре закаленных быстрорежущих сталей сохраняется достаточно большое (до 30%) количество остаточного аустенита.
Таким образом, структура после закалки – мартенсит закалки (М3), карбиды (К) и остаточный аустенит (Аост).
Отпуск. При отпуске быстрорежущих сталей должно быть реализовано: дисперсионное твердение, снятие закалочных напряжений, т.е. превращение мартенсита закалки в мартенсит отпуска (М0), а также превращение остаточного аустенита в мартенсит (аустенит не обладает необходимой твёрдостью). Эти задачи решаются, во-первых, выбором температуры изотермической выдержки при отпуске и, во-вторых, за счёт того, что отпуск выполняется многократно.
Отпуск закаленной стали при температуре 150-200С вызывает выделение из мартенсита карбидов цементитного типа, при этом концентрация легирующих компонентов в твёрдом растворе мало изменяется. Твёрдость сталей при этом практически постоянна. Её значения падают при повышении температуры отпуска до 300С за счёт коагуляции выделившегося карбида. При более высоких температурах отпуска происходит выделение из твёрдого раствора большого количества дисперсных карбидов на основе легирующих компонентов, т.е. дисперсионное твердение. В результате этого твёрдость возрастает и достигает максимума при 550-570С. Твёрдость, получаемая в результате высокотемпературного отпуска, называется вторичной (в отличие от высокой твёрдости после закалки – первичной). Для отпуска назначается именно эта температура, обеспечивающая получение максимальной твёрдости. Повышение температуры выше оптимальной приводит к коагуляции дисперсных карбидов, распаду мартенсита и, следовательно, к снижению твёрдости.
Характерно, что провал твёрдости в результате отпуска при 300С наблюдается только для закаленной стали. В том случае, если производиться нагрев стали, ранее отпущенной на максимальную твёрдость этого провала нет.
Технология термической обработки . Классическая упрочняющая термическая обработка инструмента из быстрорежущих сталей состоит из операций закалки и трёхкратного (двукратного) отпуска при 550-570 С с изотермической выдержкой 1ч.
Нагрев под закалку осуществляется с предварительным подогревом при температурах, превышающих температуру превращения (на практике, около 850С в печи и 1050С в расправленных солях). Это замедляет нагрев до температур закалки, что предотвращает появление термических напряжений вследствие быстрого нагрева. Выдержка при подогреве 15-20 с на 1мм диаметра (толщины), при окончательном нагреве около 10с на 1мм. Для предупреждения обезуглероживания поверхностных слоёв инструмента, ведущего к потере твёрдости, нагрев под закалку осуществляют в расплавленных солях (Ва С12 при окончательном нагреве, ВаС12 +NaClпри подогреве). Высокая легированность аустенита позволяет выполнять охлаждение при закалке с невысокими скоростями (масло или горячие среды). Правильность выбора закалочной температуры оценивается по величине аустенитного зерна, выявляемого, травлением микрошлифа закаленной стали. Зерно должно соответствовать баллу 11-10 стандартной шкалы. Такая структура обеспечивает необходимое сочетание свойств: высокие значения твёрдости и теплостойкости и удовлетворительные прочность и вызкость. Повышение температуры закалки сверх оптимальной (перегрев) приводит к росту твёрдости и теплостойкости, но прочность и вязкость при этом снижаются из-за роста зерна. Закалка от температур ниже оптимальных (недогрев) приводит к противоположному эффекту. Отпуск может осуществляться в солях (селитрах) или с нагревом в воздушной атмосфере. При изотермической выдержке в процессе отпуска при 550-570 С карбиды выделяются как из мартенсита, так и из аустенита. При этом происходят: отпуск мартенсита закалки (он превращается в мартенсит отпуска М3 М0), снятие закалочных напряжений, а также обеднение аустенита углеродом и легирующими компонентами. Следствием последнего обстоятельства является повышение температур Мн Мк, в результате чего при охлаждении после изотермической выдержки происходит превращение остаточного аустенита в мартенсит (Аост М3).
Основное количество остаточного аустенита превращается в мартенсит в результате первого отпуска. Однако в вольфрамовых в мартенсит в результате первого отпуска. Однако в вольфрамовых сталях это превращение не проходит полностью. Их структура после первого отпуска состоит, таким образом, из мартенсита отпуска (подвергся отпуску мартенсит, полученный при закалке), мартенсита закалки (он образовался при охлаждении после отпуска остаточного аустенита), небольшого количества остаточного аустенита и карбидов как избыточных, так и выделившихся в процессе отпуска. В процессе второго отпуска происходит практически полное превращение аустенита (структура – М0, М3, К). третий отпуск выполняется для снятия остаточных напряжений, вызванных мартенситным превращением, происшедшим в процессе второго отпуска (структура М0+К). Для вольфрамомолибденовых сталей с меньшей устойчивостью остаточного аустенита достаточно проведение двукратного отпуска.
Процесс выделения карбидов из твёрдого раствора – диффузионный, т.е. зависит от времени. Установлено, что при принятых температурах отпуска продолжительность изотермической выдержки должна составлять 1ч.
В качестве разупрочняющей термической обработки используется отжиг, включающий нагрев выше температуры превращения (840-860 для вольфрамовых и 800-830С для вольфрамомолибденовых сталей), длительную выдержку при этой температуре – не менее 3 ч и последующее весьма медленное охлаждение со скоростью не более 25-30 с/ч. Отжиг должен обеспечить структуру зернистого перлита и минимальную твёрдость для улучшения обрабатываемости резанием.