CC BY
40
НОВЫЕ МАТЕРИАЛЫ И ТЕХНОЛОГИИ ПРОИЗВОДСТВА
УДК 699.14.018.252.3
Малоотходная технология изготовления инструмента из быстрорежущей стали
В. Л. Гиршов
Исследована структура распыленных порошков быстрорежущей стали Р6М5, полученных при скоростях охлаждения 102-106 К/с. Показано, что порошки-чешуйки, затвердевшие со скоростью охлаждения около 106 К/с, имеют особо дисперсную микроструктуру, что позволяет повысить плотность при спекании. Изготовлены и испытаны спеченные режущие пластины. Коэффициент потерь металла снизился с 0,6 до 0,1, а стойкость спеченных пластин повысилась на 25 % по сравнению с пластинами из проката.
Ключевые слова: распыленные порошки, быстрорежущая сталь, спекание, микроструктура.
Введение
Быстрорежущая сталь (БС) до настоящего времени остается одним из основных инструментальных материалов. Мировой объем производства БС превышает 300 тыс. т. В состав различных марок БС входят до 18 % вольфрама, до 10 % кобальта, 3-7 % молибдена и до 10 % ванадия. Перечисленные металлы чрезвычайно дефицитны, поэтому стоимость проката из БС в 10 раз более превышает стоимость аналогичного проката из углеродистых и конструкционных сталей. Вместе с тем коэффициент использования металла (КИМ) при изготовлении инструмента из проката не превышает 0,4. Образующаяся в инструментальных производствах стружка БС возвращается на металлургические заводы для переплава. Стружка отличается повышенной твердостью, поэтому она плохо прессуется, а переплав рассыпной или плохо спрессованной стружки сопровождается значительным (до 20 %) угаром. При этом приходится мириться с безвозвратными потерями дорогих металлов и экологическим ущербом в результате выброса в атмосферу дисперсных металлических оксидов и вредных газов.
Классические методы порошковой металлургии — холодное прессование порошков и спе-
кание прессовок — позволяют создать малоотходное производство конструкционных деталей с КИМ 0,9 и выше. Однако первые попытки применить традиционную порошковую технологию для изготовления из порошка быстрорежущей стали простых по конфигурации режущих пластин не дали ожидаемых результатов. Дело в том, что остаточная пористость в спеченных пластинах на уровне 15 % и более не позволила получить необходимую для инструмента прочность и вязкость. Соответственно стойкость пластин при резании была низкая и нестабильная.
Известно, что плотность прессовок при твердофазном спекании зависит от дисперсности порошка и коэффициентов поверхностной, граничной и объемной диффузии. Чем дисперснее порошок и его микроструктура, тем выше, при прочих равных условиях, плотность спекаемой прессовки.
Порошки быстрорежущей стали обычно производят распылением металлического расплава. В настоящей работе ставились следующие задачи:
• изготовить порошки в широком интервале скорости охлаждения расплава быстрорежущей стали;
• исследовать влияние скорости охлаждения расплава на микроструктуру распыленных частиц;
• изготовить и испытать опытную партию спеченных режущих пластин из порошков с особо дисперсной структурой.
Экспериментальные результаты
Порошки изготавливали способами газового и центробежного распыления. На рис. 1 показана схема газового распыления в опытной установке с медным охлаждаемым экраном в форме трубы. Труба установлена соосно с направлением подачи расплава в распылительную камеру. Расплав поступает из литейной воронки и диспергируется струей азота, направляемой из специальной форсунки. В результате формируется металлогазовый факел, периферийная часть которого вступает в контакт с экраном. Капли, попавшие на стенку экрана, растекаются, образуя при затвердевании чешуйки, сдуваемые потоком газа. Капли расплава, находяшиеся в центральной зоне металлогазового факела, затвердевают в газовом потоке в форме сферических частиц и вместе с чешуйками падают в металлосборник (на схеме не показан). Последующее отделение чешуек от сферических частиц производится просеиванием порошка на сите.
ГСуТ] „Газ
Рис. 1. Схема получения чешуек при газовом распылении:
1 — камера установки; 2 — форсунка; 3 — литейная воронка; 4 — охлаждаемый экран
Рис. 2. Опытная установка ЦНИИМ:
1 — камера; 2 — электропривод центробежного стола; 3 — об-резиненный ролик; 4 — бак; 5 — защитный кожух; 6 — бункер с охлаждающей жидкостью; 7 — стакан с электроприводом; 8 — литейная воронка; 9 — металлопровод (калиброванная кварцевая трубка); 10 — центробежный стол
Технологическая схема центробежного распыления в опытной установке с жидкой средой охлаждения показана на рис. 2. Распыление осуществляется следующим образом. В сборник порошка заливают охлаждающую жидкость — воду или минеральное масло. Камеру установки герметизируют, для чего в донной части литейной воронки устанавливают проплавляемую прокладку из фольги или тонкой жести. Затем камеру вакуумируют и заполняют инертным газом. Перед распылением литейную воронку нагревают до 1000-1100 °С. После завершения подготовительных операций включают приводы вращения стакана-распылителя и сборника порошка и жидкий металл заливают в литейную воронку. После проплавления прокладки струя расплава поступает в стакан, а распыленные частицы — в сборник с охлаждающей жидкостью. Средний размер частиц порошка при скорости вращения стакана-распылителя 3000 об/мин составил 400 мкм [1].
Внешний вид полученных газовым распылением порошков показан на рис. 3. Размер частиц — от 10 до 500 мкм. Видны мелкие частицы — сателлиты, приварившиеся к круп-
а)
б)
в)
10 20 40 60 80 100 200
Размер капель, мкм
400 600 1000
Рис. 4. Скорость охлаждения расплава стали в зависимости от размера капель и среды охлаждения: 1 — на медном экране; 2 — в воде; 3 — в азоте
ным при их столкновении. На рис. 3, б — порошки, полученные способом центробежного распыления, затвердевшие в воде. Характерны отсутствие мелких частиц и сателлитов, четкая сферическая форма частиц с гладкой поверхностью и узкий гранулометрический состав порошка с размером частиц от 200 до 600 мкм. На рис. 3, в — порошки-чешуйки, затвердевшие на холодном медном экране. Толщина чешуек — от 20 до 150 мкм.
Рассчитана скорость охлаждения капель расплава стали в зависимости от их размера и среды охлаждения. Результаты расчета представлены на рис. 4.
Исследование микроструктуры частиц под оптическим микроскопом выявило три характерные формы кристаллического строения частиц (рис. 5). В интервале скоростей охлаждения от 102 до 5 • 103 К/с формируется яче-исто-дендритная структура из крупных равноосных ячеек, внутри которых выявляются мелкие дендриты (рис. 5, а). Размер ячеек — от 50 до 150 мкм. При скорости охлаждения около 104 К/с формирование ячеек прекращается и наблюдается аномальный рост ден-дритов. Размер крупных дендритов достигает
а)
б)
в)
Рис. 5. Микроструктура распыленных частиц, х400: а — ячеисто-дендритная структура; б — крупные дендриты; в — мелкие ячейки
МЕТАЛЛОМ
,РАБОТКА
150
й 100
50
А А.
\ о к
\ ••"О—-с п
102
103
104
105
106
107
Скорость охлаждения, К/с
Рис. 6. Зависимость размера зерна от скорости охлаждения капель расплава при затвердевании
100 мкм (рис. 5, б). Дальнейшее повышение скорости охлаждения радикальным образом меняет характер кристаллизации. Микроструктура частиц становится ячеистой с характерным размером ячеек от 10 до 3 мкм (рис. 5, в).
На рис. 6 представлен сводный график зависимости размера зерна (ячеек и дендри-тов) от скорости охлаждения расплава. Аномальный рост дендритов наблюдался в частицах, полученных центробежным распылением с охлаждением в воде.
Рентгеноструктурные исследования выявили наличие двух основных фаз: a-Fe и аусте-нита. Кроме линий основных фаз на дифрак-тограммах имеются линии специальных карбидов, причем число карбидных линий и их интенсивность возрастают по мере увеличения скорости охлаждения расплава. Расшифровка состава карбидных фаз затруднена из-за изменения параметров кристаллической решетки, обусловленного высокой степенью легиро-ванности фаз.
При скорости охлаждения менее 104 К/с фаза a-Fe представляет собой мартенсит, ее количество уменьшается с увеличением скорости сохлаждения и достигает минимума при скорости 104 К/с. Дальнейшее повышение скорости охлаждения приводит к росту количества a-Fe. На рис. 7 приведена зависимость изменения содержания a-Fe от скорости охлаждения. На этом же рисунке представлен график, отражающий влияние скорости
охлаждения на микротвердость распыленных частиц. Уменьшение микротвердости при скоростях охлаждения менее 104 К/с связано с увеличением в стали аустенита. Высокие значения микротвердости в интервале скоростей охлаждения 104-105 К/с можно объяснить наличием дисперсной карбидной фазы, содержание которой возрастает с увеличением скорости охлаждения [2, 3].
Для изготовления инструмента применяли порошки-чешуйки, микроструктура которых отличалась наиболее высокой дисперсностью. Чешуйки мололи в конусно-инерционной дробилке до размера менее 63 мкм. Затем молотый порошок с высокой твердостью частиц отжигали для улучшения прессуемости. В отожженный порошок вводили пластификатор — 3%-ный раствор каучука в бензине — и небольшую добавку графита. Полученную смесь подсушивали на воздухе, а затем гранулировали протиркой через сито с размером ячейки 0,8 мм.
2,896
^ 2,892, и,
к т е
а
е р
тр
| 2,884
й
р
а
С
2,888
2,880
2,876
10 000
оч О
S. S ' s о / \ /4
1
1000
80
ш Ь 60 ¿
е и н а
40 ж р
е д
о
20 Со
9000
8000
сть 7000
ос
д
ер 6000
5000
4000
3000
о t 5
( Ч ° о/ л /•
У О £¡ Л
Су < >
о\с \/ /о
о
102
103 154 105
Скорость охлаждения, К/с
106
Рис. 7. Параметр решетки, содержание a-Fe и микротвердость порошковых частиц в зависимости от скорости охлаждения
0
0
МЕТ АЛЛ 00 ВЫРАБОТКА
Из порошковой смеси прессовали заготовки режущих пластин размерами 15х15х7 мм при давлении 500-800 МПа. Плотность прессовок составила 5,9-6,1 г/см3. Спекание прессовок проводили в азоте, водороде и вакууме. При подборе оптимальных режимов спекания температуру нагрева варьировали от 1150 до 1250 °С. Предварительная серия экспериментов показала, что относительная плотность спеченных пластин на уровне 95,6-99,5 % достигается при температуре спекания 11901210 °С в атмосфере чистого азота, содержащего не более 3 • 10-3 % кислорода и менее 5 • 10-3 % паров воды.
По описанной технологии изготовлена партия спеченных заготовок режущих пластин и других инструментов простой геометрической формы, внешний вид которых показан на рис. 8.
Режущие пластины подвергали закалке и отпуску по обычным режимам для быстрорежущей стали Р6М5, затем проводили заточку, шлифовку и режущие испытания. Испытания на стойкость проводили методом фрезерования однозубой фрезой с механическим креплением режущей пластины. В качестве обрабатываемого материала использовали коррозионно-стойкую сталь Х18Н9Т. Режим резания: скорость резания — 40 м/мин; подача — 0,125 мм/зуб; глубина фрезерования — 2 мм. Критерий затупления — износ режущей кромки по задней грани режущей кромки — 1,5 мм. Параллельно испытывали при тех же режимах резания пластины из проката стандартной стали Р6М5.
Стойкость спеченных пластин оказалась недостаточно стабильной и по отношению к стойкости пластин из проката составила 0,8-1,5. Анализ результатов испытаний с оценкой микроструктур испытанных пластин показал, что в пластинах с низкой стойкостью присутствуют повышенная пористость или крупные карбиды. В пределах данной работы не удалось стабилизировать процесс спекания таким образом, чтобы получить на выходе максимальную плотность и дисперсную карбидную фазу. Сложность проблемы в том, что небольшие изменения химического состава порошков и температурного режима спекания в сильной степени влияют на структуру спеченного материала. Отклонения от опти-
> ♦ о
* \ %
Рис. 8. Спеченные заготовки инструментов из быстрорежущей стали Р6М5
мальной температуры спекания, для данного химического состава порошка всего лишь на несколько градусов, приводят либо к повышенной пористости (недогрев), либо к резкому росту карбидов (перегрев). Например, у порошковой стали Р6М5, изготовленной способом горячей экструзии, размер карбидных частиц 1-3 мкм, а у спеченной стали — 1-15 мкм (рис. 9). Нестабильность процесса спекания порошков быстрорежущей стали отмечается и в зарубежных работах [4].
Для производственных испытаний была изготовлена партия режущих пластин в количестве 500 штук. При изготовлении пластин тщательно контролировали режим спекания и относительную плотность спеченных пластин. Для испытаний были отобраны пластины с относительной плотностью не менее 0,98. Производственное опробование пластин на не-
Рис. 9. Микроструктура спеченной стали Р6М5, х400
ЕТАЛЛООБРАБОТКЛ
скольких предприятиях оборонной промышленности показало, что их стойкость в среднем на 25 % превышает стойкость пластин из проката.
Заключение
Проделанные исследования и полученные практические результаты подтвердили эффективность применения микрокристаллических порошков для создания промышленной малоотходной технологии и производства инструмента из порошковых спеченных заготовок. Для этого, прежде всего, необходимо создать оборудование, разработать промышленную технологию и организовать производство распыленных порошков чешуйчатой формы с микрокристаллическим строением. Актуальность этой проблемы очевидна, если учесть, что дисперсные микрокристаллические порошки, обеспечивающие высокую плотность спеченных изделий, найдут применение также в аддитивных 3Б-технологиях. Проблему получения высокоплотных спеченных изделий с дисперсной упрочняющей фазой можно решить, используя современную
технологию горячего изостатического прессования (ГИП). Известно, что ГИП позволяет получать беспористые изделия при сравнительно низких температурах, которые не приводят к огрублению структуры металлических сплавов.
В разработке малоотходной технологии изготовления инструмента активное творческое участие принимали Ю. Г. Калинин и В. А. Мальцев, которым автор выражает свою благодарность и признательность.
Литература
1. Центробежное распыление металлических расплавов с охлаждением частиц в жидкой среде / В. Л. Гир-шов, Ю. Н. Сигачев, Е. Д. Орлов, Ю. Л. Сапожников // Порошковая металлургия. 1985. № 2. С. 1-6.
2. Влияние скорости охлаждения расплава на процесс кристаллизации и структурные характеристики быстрорежущей стали / В. О. Есин, В. Л. Гиршов, В. А. Сазонова [и др.] // Изв. АН СССР. Расплавы. 1988. Т. 2, вып. 3. С. 39-45.
3. Гиршов В. Л. Порошковая быстрорежущая сталь с дисперсной структурой // Вопр. материаловедения. 2008. № 2 (54). С. 33-42.
4.Wahling R,, Reiss P., Huppmann W. J. Sintering behavior and performance data of high-speed steel components // Powder Metallurgy. 1986. Vol. 29, N 1. P. 53-56.
