CC BY
143
МАШИНОСТРОЕНИЕ И МАШИНОВЕДЕНИЕ
УДК 669.14:621.78:621.9.02 р. р. АКИМОВ
П. В. ПЕТУНИН О. Ю. БУРГОНОВА
Сибирская государственная автомобильно-дорожная академия, г. Омск
Омский автобронетанковий инженерный институт
Омский государственный технический университет
ПОВЫШЕНИЕ СВОЙСТВ БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ ДЛЯ РЕЖУЩЕГО ИНСТРУМЕНТА
В данной работе рассмотрено влияние режимов термической обработки на быстрорежущую сталь, приводящих к повышению максимальной теплостойкости. Изучалась микроструктура сталей после ТО. По опытным режимам ТО обработаны партии фрез, которые прошли испытания в реальных условиях производства, показав положительные результаты.
Ключевые слова: быстрорежущие стали, термическая обработка, микроструктура быстрорежущих сталей.
Известно, что оптимизация режимов термической обработки для обеспечения максимальной теплостойкости режущего инструмента из быстрорежущей стали, а также выявление причины несоответствия балла зерна аустенита с мартенситным баллом, является важным аспектом в проблеме повышения свойств инструментальной стали. В данной работе
предложены два опытных режима термообработки для повышения работоспособности режущего инструмента.
В практике термической обработки инструмента из быстрорежущей стали при входном контроле быстрорежущих сталей типа Р12Ф2К8МЗ, Р6М5 и других имеют место случаи пониженной тепло-
ОМСКИЙ НАУЧНЫЙ ВЕСТНИК №2 (130) 2014 МАШИНОСТРОЕНИЕ И МАШИНОВЕДЕНИЕ
МАШИНОСТРОЕНИЕ И МАШИНОВЕДЕНИЕ ОМСКИЙ НАУЧНЫЙ ВЕСТНИК №2 (130) 2014
стойкости и разнозернистости. Основная причина такого явления заключена в особенностях металлургического передела этих сталей. В некоторых плавках заказчиком был выявлен вид дефекта в микроструктуре быстрорежущих сталей, выражающийся в том, что диаметр зерна аустенита после закалки оказывается меньше длины иглы мартенсита после отпуска. Таким образом, имеется несоответствие баллов аустенита и мартенсита.
Сведения о таком виде дефекта отсутствуют в литературе. Да и сам факт существования подобного дефекта сомнителен. Это противоречит основам теории мартенситного превращения: мартенситная игла не может пересекать границу зерна аустенита. Данное противоречие, возможно, возникло по нижеперечисленным причинам.
1. В высоколегированных быстрорежущих сталях в местах со значительной карбидной неоднородностью рост зерна аустенита начинается при температуре нагрева меньше обычной на 15 °С [1, 2]. Это объясняется тем, что поскольку крупные карбиды практически не растворяются при нагреве, то близлежащие зерна аустенита имеют меньшую степень легирования и большую склонность к росту. Поэтому после закалки с оптимальной температуры получается структура аустенита с общим средним баллом 10—11, а отдельные зерна аустенита 8 — 9-го баллов, расположенные в местах скопления крупных карбидов. Естественно, что после отпуска в крупных зернах аустенита будут отчетливо видны крупные иглы мартенсита 3 — 4-го баллов, но границу зерна игла мартенсита все-таки не пересекает.
2. Возможно, что определение мартенситной структуры проводилось на быстрорежущей стали после недостаточно качественного отпуска. В структуре такой стали, содержащей более 30 % аустенита, иглы мартенсита смотрятся значительно крупнее, так как мартенситная игла простирается через все зерно аустенита. И только полноценный отпуск приводит к дроблению мартенсита и получению нормальной структуры, по которой и надо определять балл мартенсита.
3. Применяемые камерные печи для отпуска закаленного инструмента не обеспечивают проведение полноценного отпуска. Кроме того, отсутствует контроль за скоростью охлаждения при отпуске, что является важным особенно при охлаждении ниже температуры Мн. Для проведения качественного отпуска закаленного инструмента необходимо применять нагрев в соляной ванне, который исключает недостатки камерных печей. Таким образом, говорить о несоответствии баллов аустенита и мартенсита неправомерно, можно говорить лишь о неравномерности аустенитной структуры, возникающей из-за карбидной неоднородности, или о наличии некачественного отпуска.
Кардинальным способом уменьшения карбидной неоднородности является металлургический передел. С помощью термической обработки уменьшить карбидную неоднородность трудно. Из литературных источников известно, что можно уменьшить карбидную неоднородность путем термоциклирова-ния выше и ниже температуры А1 [3 — 5]. В работе [4] предлагается выполнить 4 — 6 циклов в интервале температур 850 — 650 °С, а затем при температуре 880 — 920 °С провести деформирование в изотермических условиях со степенью деформации 40 — 50 %. Авторы этих исследований утверждают: применение способа позволяет более чем в 2 раза снизить балл карбидной неоднородности.
В данной работе проводилось исследование забракованных по баллу мартенсита и аустенита образцов проката быстрорежущей стали нормальной производительности Р18, Р6М5 различных плавок, повышенной производительности Р12Ф2К8МЗ и образцов из порошковой быстрорежущей стали Р6М5Ф3. В образцах проката быстрорежущей стали зерно аустенита выявлялось после закалки по двум режимам:
1) подогрев до 850 °С, окончательный нагрев до 1270°С, охлаждение в ванне БНК до 560 °С с последующим охлаждением на воздухе;
2) подогрев до 850 °С, окончательный нагрев до 1270 °С, охлаждение в масле.
Для выявления границ зерен применялся реактив Виллеса, а также использовалось электролитическое травление в 10%-ном растворе щавелевой кислоты. Чтобы исключить хоть какое-то влияние перегрева для определения балла мартенсита отбирались образцы с баллом аустенитного зерна 11 — 12. Поскольку выявить структуру мартенсита в закаленной быстрорежущей стали крайне трудно, то обычно требуется хотя бы кратковременный нагрев (6 — 8 мин) в расплавленной соли при 550 °С. Реактив Виллеса более надежно выявляет мартенсит после закалки. Однако при исследовании структуры мартенсита после трехкратного отпуска результаты получаются неоднозначные. Наибольший размер игл наблюдается непосредственно после закалки. В нескольких образцах обнаружены иглы длиной 5 — 6 мкм (несколько игл в поле зрения окуляра) при среднем диаметре зерна аустенита 8 мкм. При такой оценке мартенсита следует принимать балл 3 — 4.
При последующих отпусках за счет превращения аустенита и возникающих при этом упругих напряжений происходит дробление игл мартенсита, увеличивается травимость, и наибольшая длина игл мартенсита не превышает 2—3 мкм, что соответствует 2 — 3 баллам, которые не являются браковочным признаком. Пересечение больше угловых границ иглами мартенсита и наблюдается, в каком бы состоянии сталь не находилась. На рис. 1 представлена микроструктура стали Р18 с наличием остаточного аустенита и игл мартенсита.
Следует заметить, что изучение мартенсита по стандартной методике в такой сложнолегированной стали, как быстрорежущая, сопряжено с определенными трудностями. Длина игл мартенсита с баллом
1 равна 0,2 мм при увеличении в 1000 раз. Разрешающая способность человеческого глаза как раз и равна 0,2 мм, и потому говорить о каких-то деталях мартенсита не приходится. Если балл мартенсита 2, то длина иглы при стандартном увеличении равна
2 мм — величина осязаемая, но ситуацию осложняют первичные, вторичные и третичные карбиды, на которые приходится 8—12 % площади шлифа. Для получения сопоставимых результатов из разных лабораторий нужно либо иметь специализированную и согласованную методику определения балла мартенсита, либо структурный контроль термически упрочненной стали вести по баллу зерна аустенита [6].
При исследовании образцов из порошковой быстрорежущей стали Р6М5ФЗ обнаружено, что такие стали дают после закалки очень мелкое зерно аустенита (балл 11 — 12), что объясняется в первую очередь хорошим растворением карбидов. В таком аустените должен образовываться мартенсит баллов 1 и 2, так как переход больше угловых границ приводит к срыву когерентности у- и а-фаз. К тому же следует иметь в виду, что увеличение диаметра зерна аустенита в 4 раза ведет к увеличению игл мартенсита в 1,5 раза [2].
Рис. 1. Микроструктура стали Р18 после закалки и однократного отпуска при 550 °С (10 мин) (х1000)
Рис. 2. Микроструктура стали Р6М5 после закалки и однократного отпуска при 550 °С (10 мин) (х1500)
Рис. 3. Микроструктура стали Р6М5 после трехкратного отпуска (х1000)
1240°С 860°С 1
Время
Рис. 4. Режим термической обработки (обработка ТО)
ОМСКИЙ НАУЧНЫЙ ВЕСТНИК №2 (130) 2014 МАШИНОСТРОЕНИЕ И МАШИНОВЕДЕНИЕ
МАШИНОСТРОЕНИЕ И МАШИНОВЕДЕНИЕ ОМСКИЙ НАУЧНЫЙ ВЕСТНИК №2 (130) 2014
Ложный балл мартенсита возникает либо за счет карбидных и интерметаллидных фаз, либо, чаще всего, за счет частичного бейнитного превращения.
На рис. 2, 3 показана микроструктура стали Р6М5, которая в процессе закалки подвергалась изотермической выдержке при 260 °С. Пластины бейни-та из-за их способности к диффузионному росту в отличие от мартенсита имеют большую длину и своим присутствием затрудняют металлографическую идентификацию фаз.
При металлорежущей обработке высокопрочных нержавеющих сталей, титановых и других труднообрабатываемых сплавов к инструментам предъявляются повышенные требования. Одним из важнейших критериев работоспособности инструмента является теплостойкость. В настоящей работе предпринята попытка увеличения теплостойкости сталей Р12Ф2К8МЗ и Р6М5, применяемых для изготовления фрез.
Основными предпосылками для разработки оптимального режима термической обработки приняты следующие признаки:
— прочность и ударная вязкость стали обеспечивается мелким зерном аустенита (балл 10 — 12);
— теплостойкость стали должна превышать, предусмотренную ГОСТ 19265-73, на 10 — 20 °С.
Результаты, полученные по предлагаемой технологии термической обработки ТО с изотермической выдержкой при 260 °С в течение 4 ч, сопоставлялись с общепринятой технологией ТО (рис. 4).
При анализе твердости и теплостойкости стали Р12Ф2К8МЗ, обработанной по приведенным выше технологиям, видно, что при одинаковом размере зерна аустенита после закалки сталь, обработанная по предложенному режиму ТО, имеет теплостойкость на 20 °С выше в сравнении со стандартным режимом.
Влияние изотермической выдержки при 260 °С в течение 4 ч в процессе закалки стали Р6М5 показало положительные результаты в плане повышения предела прочности и ударной вязкости.
Наивысшую теплостойкость сталь марки Р12Ф2К8МЗ получает после термообработки, обеспечивающей после закалки на 30 — 35 % остаточного аустенита. Инструмент обрабатывался по следующему режиму:
— предварительный подогрев до t = 820 °С (10 мин);
— окончательный нагрев при t= 1240 °С (1,6 мин);
— изотермическая выдержка при t = 260 °С (240 мин) с охлаждением на воздухе;
— 3-кратный отпуск при t = 560 °С по 1 ч с охлаждением на воздухе.
Твердость после отпуска 66 HRC, теплостойкость 60 HRC при 640 °С (после 4 ч). Учитывая, что твердость после 3-кратного отпуска оказалась ниже предельно возможной, фрезы подвергли дополнительному 2-кратному отпуску при 560 °С по 1 ч. Однако вопреки ожиданиям твердость инструмента снизилась до 36,5 HRС, что для данного типа инструмента оказалась недопустимым. Испытания оказались не-
удачными. Фрезы вышли из строя по причине смятия режущих кромок.
На основании выполненных исследований можно сделать следующие выводы:
1. Качество термообработки следует определять по баллу зерна аустенита. Использование балла мартенсита с целью выбраковки инструмента после термообработки является мероприятием сомнительным, экономически неэффективным.
2. Исследования по несоответствию балла зерна аустенита с мартенситным баллом показали, что причиной может являться либо скопление карбидноин-терметаллидных фаз, либо наличие частичного бейнитного превращения.
3. Изучены структурные изменения в быстрорежущих сталях, протекающие в процессе отпуска, и предложены два режима отпуска для повышения работоспособности инструмента. По опытным режимам обработаны две партии фрез, которые прошли испытания в условиях производства и показали положительные результаты.
Библиографический список
1. Бабаскин, Ю. В. Структура и свойства литой стали / Ю. В. Бабаскин. — Киев : Наук. Думка, 1980. — 240 с.
2. Ермолаев, К. Н. О механизме модифицирования металлов / К. Н. Ермолаев, А. А. Ветман, А. Н. Сандин // Свойства расплавленных металлов. — М. : Наука, 1974. — С. 74 — 81.
3. Нижнековская, П. Ф. Формирование структуры быстрорежущей стали при кристаллизации / П. Ф. Нижнековская, В. П. Калиндинин // МиТОМ. — 1982. — № 11. — С. 23-89.
4. Приходько, В. Н Металлофизические основы разработки упрочняющих технологий. / В. Н. Приходько, Л. Г. Петрова, О. В. Гудина. — М. : Машиностроение, 2003. — 384 с.
5. Манохин, А. И. Получение однородной стали / А. И. Манохин // Металлургия. — 1981. — № 4. — С. 106-110.
6. Нижнековская, П. Ф. Структура и пластичность железоуглеродистых сплавов эвтектического типа / П. Ф. Нижнековская // МиТОМ. — 1984. — № 9. — С. 5-9.
АКИМОВ Валерий Викторович, доктор технических наук, доцент (Россия), заведующий кафедрой «Конструкционные материалы и специальные технологии» Сибирской государственной автомобильнодорожной академии.
ПЕТУНИИ Павел Владимирович, преподаватель кафедры «Эксплуатация автомобилей и бронетанковой техники» Омского автобронетанкого инженерного института.
БУРГОНОВА Оксана Юрьевна, кандидат технических наук, доцент кафедры «Машиностроение и материаловедение» Омского государственного технического университета.
Адрес для переписки: 644080, г. Омск, пр. Мира, 5, кафедра «Конструкционные материалы и специальные технологии».
Статья поступила в редакцию 12.03.2014 г.
© В. В. Акимов, П. В. Петунии, О. Ю. Бургонова
