CC BY
69
Р. Б. Баязитов (соиск.)
Повышение теплостойкости и снижение разнозернистости быстрорежущей стали для режущего инструмента
Сибирская государственная автомобильно-дорожная академия, кафедра конструкционных материалов и специальных технологий 644080, г. Омск, пр. Мира, 5, e-mail: [email protected]
R. B. Bayazitov
Increase of heatproof and decrease of different granularity of fast-cutting steel for the cutting tool
Siberian State Auto-Road Academy
5, Mira pr, 644080, Omsk, Russia; e-mail: [email protected]
Проанализированы возможности оптимизации режимов термической обработки для обеспечения максимальной теплостойкости режущего инструмента из быстрорежущей стали. Выявлены причины несоответствия балла зерна аусте-нита с мартенситным баллом — либо скопление карбидноинтерметаллидных фаз, либо наличие частичного бейнитного превращения. Одна из них заложена в металлургической наследственности стали, другая связана с существующим технологическим процессом обработки инструмента. Предложены два опытных режима термообработки для повышения работоспособности режущего инструмента.
Optimisation of regimes of high-heat treatment for maintenance of the maximum heat stability of an cutting tool from a high-speed steel, and also finding out of the reason of misfit of a point of grain of austenite with the martensitic point is analyzed. Two regimes of heat treatment for raising of working capacity of an cutting tool are offered.
Key words: high-speed steels; high-heat treatment; heat stability.
Ключевые слова: быстрорежущие стали; теплостойкость; термическая обработка.
В практике термической обработки инструмента из быстрорежущей стали при входном контроле быстрорежущих сталей типа Р12Ф2К8МЗ, Р6М5 и др. имеют место случаи пониженной теплостойкости и разнозернистос-ти. 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. Факт существования подобного дефекта противоречит основам теории мартенситного превращения — мартенситная
Дата поступления 03.09.12
игла не может пересекать границу зерна аустенита. Это противоречие можно объяснить следующими причинами.
1) В высоколегированных быстрорежущих сталях в местах со значительной карбидной неоднородностью рост зерна аустенита начинается при температуре нагрева меньше обычной на 15 0С 1,2, так как крупные карбиды практически не растворяются при нагреве, и близлежащие зерна аустенита имеют меньшую степень легирования и большую склонность к росту. В результате после закалки с оптимальной температурой получается структура аусте-нита с общим средним 10—11 баллом и отдельные зерна аустенита 8—9 балла, расположенные в местах скопления крупных карбидов. Естественно, что после отпуска в крупных зернах аустенита будут отчетливо видны крупные иглы мартенсита 3—4 балла, но границу зерна игла мартенсита все-таки не пересекает.
2) Возможно, что определение мартенсит-ной структуры проводилось на быстрорежущей стали после недостаточно качественного отпуска. В структуре такой стали, содержащей более 30% аустенита, иглы мартенсита смотрятся значительно крупнее, так как мартенсит-ная игла простирается через все зерно аустени-та. 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, несоответствие баллов аустенита и мартенсита объясняется неравномерностью аустенитной структуры, возникающей из-за карбидной неоднородности, или наличием 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 термоциклирования выше и ниже температуры А1 3-5. В работе 4 предлагается выполнить 4—6 циклов в интервале температур 850—650 оС, а затем при температуре 880—920 оС провести деформирование в изотермических условиях со степенью деформации 40—50 %. Авторами этих исследований утверждается, что применение способа позволяет более чем в 2 раза снизить балл карбидной неоднородности.
Материалы и методы иследования
В данной работе проводилось исследование забракованных по баллу мартенсита и аус-тенита образцов проката быстрорежущей стали нормальной производительности Р18, Р6М5 различных плавок, повышенной производительности Р12Ф2К8МЗ и образцы из порошковой быстрорежущей стали Р6М5Ф3.
В образцах проката быстрорежущей стали зерно аустенита выявлялось после закалки по двум режимам:
- подогрев до 850 оС, окончательный нагрев до 1270 оС, охлаждение в ванне БНК до 560 оС с последующим охлаждением на воздухе;
- подогрев до 850 оС, окончательный нагрев до 1270 оС, 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.
Так как выявить структуру мартенсита в закаленной быстрорежущей стали крайне трудно, то обычно требуется хотя бы кратковременный нагрев (6—8 мин) в расплавленной соли при 550 оС. Реактив Виллеса более или менее надежно выявляет мартенсит после закалки. Однако при исследовании структуры мартенсита после 3-х кратного 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 баллу, что не является браковочным признаком. Пересечение большеугловых границ иглами мартенсита не наблюдается, в каком бы состоянии сталь не находилась. На рис. 1 представлена микроструктура стали Р18 с наличием остаточного аустенита и игл мартенсита.
Рис. 1. Микроструктура стали Р18 после закалки и однократного отпуска при 550 оС (10 мин)х1000
Результаты и их обсуждение
Следует отметить, 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 х1000. 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, полученных в разных лабораториях, нужно иметь либо специализированную и согласованную методику определения балла мартенсита, либо структурный контроль термически упрочненной стали вести по баллу зерна аустенита 6.
Рис. 2. Микроструктура стали Р6М5 после закалки и однократного отпуска при 550 оС (10 мин) х1500
Рис. 3. Микроструктура стали Р6М5 после трехкратного отпуска х1000
При исследовании образцов из порошковой быстрорежущей стали Р6М5ФЗ обнаружено, что такие стали дают после закалки очень мелкое зерно аустенита (11 — 12 балл), что объясняется в первую очередь хорошим растворением карбидов. В таком аустените должен образовываться мартенсит баллов 1 и 2, так как переход большеугловых границ приводит к срыву когерентности и 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. 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 оС. Пластины бейнита 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 оС.
Результаты, полученные по предлагаемой технологии термической обработки ТО-2 с изотермической выдержкой при 260 оС в течение 4 ч (рис. 4), сопоставлялись с общепринятой технологией ТО-1 (рис. 5).
При анализе твердости и теплостойкости стали Р12Ф2К8МЗ, обработанной по приведенным выше технологиям (табл. 1), видно, что при одинаковом размере зерна аустенита после закалки сталь, обработанная по режиму ТО-2, имеет теплостойкость на 20 оС выше в сравнении со стандартным режимом.
Влияние изотермической выдержки при 260 оС в течение 4 ч в процессе закалки стали Р6М5 показало положительные результаты в плане повышения предела прочности и ударной вязкости (табл. 2).
Низкая твердость быстрорежущей стали, закаленной с применением изотермической выдержки при 260 оС, говорит о том, что в структуре сохраняется больше количество остаточного аустенита. Для выяснения влияния остаточного аустенита на вторичную твердость и теплостойкость стали Р12Ф2К8МЗ были подобраны режимы технической обработки, позволяющие получать различное его количество. Количественный фазовый анализ проведен по методу гомологических пар. В табл. 3 приведены результаты исследований.
Таблица 1
Твердость и теплостойкость стали Р12Ф2К8МЗ, обработанной по режимам ТО-1 и ТО-2
Режим ТО Твердость после закалки, НРС Балл зерна ауст. Твердость после отпуска, НРС Теплостойкость, НРС
1 кратн. 2 кратн. 3 кратн. 640 °С (4 ч) 660 °С (4 ч)
ТО-1 61 12 66 67 67 58 55
ТО-2 53 12 64 65 67 60.5 58
Таблица 2
Механические свойства стали Р6М5 обработанной по режимам ТО-1 и ТО-2
Режим ТО Твердость после закалки, НРС Балл зерна аустенита Теплостойкость при 640 °С (4 ч), НРС Св, МПа КС, МДж/м2
ТО-1 62 11 59 2825 0.20
ТО-2 63 11 60 3250 0.25
Таблица 3
Влияние количества остаточного аустенита на теплостойкость стали Р12Ф2К8М3
Режим ТО Тверд. после закалки, НРС Кол-во остаточ. аустенита Твердость после отп /ска, НРС Теплостойкость 640 °С (4 ч), НРС
1 кратн. 2 кратн. 3 кратн.
Тзак=1230 °С, масло 63 30 67 67.5 67 58.5
Тзак=1230 °С, Тизо=260 °С (5 мин), Тизо=100 °С (30 мин), Тизо=260 °С (4 ч), воздух 57 46 66 67,5 68 60
Тзак=1230 °С, Тизо=260 °С (5 мин), Тизо=20 °С (30 мин), Тизо=260 °С (4 ч), воздух 60.5 35 67 68 68 60
860“С / |
Г \ 560СС 560СС 560°С
1 \ 260°С I \/ /\ /\ /\
Время
Рис. 4. Режим термической обработки (обработка ТО-2)
1240 °С
Время
Рис. 5. Режим термической обработки (обработка ТО-1)
Свойства стали Р12Ф2К8МЗ обработанной по режимам ТО-3 и ТО-4
Как видно из табл. 3, наивысшую теплостойкость сталь марки Р12Ф2К8МЗ получает после термообработки, обеспечивающей после закалки 30—35 % остаточного аустенита. Инструмент обрабатывался по режиму:
— предварительный подогрев до ¿=820 оС (10 мин);
— окончательный нагрев при ¿=1240 оС (1,6 мин);
— изотермическая выдержка при ¿=260 оС (240 мин) с охлаждением на воздухе;
— 3-х кратный отпуск при ¿=560 оС по I ч с охлаждением на воздухе.
Твердость после отпуска: 66 НИС, теплостойкость: 60 НИС при 640 оС (после 4 ч). Учитывая, что твердость после 3-х кратного отпуска оказалась ниже предельно возможной, фрезы подвергли дополнительному 2-кратному отпуску при 560 оС по 1 ч. Однако, вопреки ожиданиям, твердость инструмента снизилась до 36.5 НИС, что для данного типа инструмента оказалась недопустимым. Испытания оказались неудачными. Фрезы вышли из строя по причине смятия режущих кромок.
Известно, что понижение температуры первого отпуска с 560 оС до 350 оС приводит к выделению промежуточного карбида цемен-титного типа, который будучи кристаллографически сопряжен с матрицей позволяет при дальнейших отпусках получать равномерное распределение специальных карбидов 2. Подобное равномерное распределение карбидов возможно получить и при режиме другом режиме обработки 7:
— первый отпуск со ступенчатым нагревом от 280 до 560-620 оС;
— последующий одно- и двухкратный отпуск при 530-540 оС.
Ступенчатый отпуск позволяет подучить дисперсные равномерно распределенные карбиды вольфрама и молибдена. На основании изложенного, предложены два метода обработки стали. На рис. 6, 7 представлены схемы термической обработки ТО-3, ТО-4 с целью повышения вторичной твердости и теплостойкости, исследуемой стали.
1240’С
бремя
Рис. 6. Режим обработки ТО-3 стали Р12Ф2К8МЗ
1240°С
Время
Рис. 7. Режим обработки ТО-4 стали Р12Ф2К8МЗ
В табл. 4 приведены результаты, связанные с определением вторичной твердости и теплостойкости стали Р12Ф2К8МЗ, обработанной по выше предложенным режимам. По опытным режимам ТО-3 и ТО-4 были обработаны партии фрез (ТО-3 — 46 шт., ТО-4 — 47 шт.) и переданы на испытания.
Литература
1. Артингер И. Инструментальные стали и их термическая обработка.— М. : Металлургия,
1982.— 312 с.
2. Геллер Ю. А. Инструментальные стали.— М. : Металлургия, 1983.— 526 с.
3. А. с. №1516499 СССР Способ термической обработки быстрорежущей стали / Р. Л. Тофпенец, И. И. Шиманский, К. С. Будровский, В. Б. Левитан, Г. Р. Рудницкая // Б. И.— 1989.— №39.
4. А. с. №1502636 СССР Способ обработки быстрорежущей стали / О. А. Кайбышев, П. Ш. Тор-дия, Ю. Б. Тимошенко, А. Н. Краснов // Б.И.— 1989.— №31.
5. Федюкин В. К., Смагоринский М. Е. Термоциклическая обработка металлов и деталей машин.— Л.: Машиностроение, 1989.— 255 с.
6. Рекомендации по назначению и применению
быстрорежущих сталей повышенной производительности.— М.: Всесоюз. науч.-исслед. инст-
румент. ин-т, 1978.— 48 с.
7. А. с. №1368336 СССР Способ термической обработки вольфрамовых и вольфрамо-молибде-новых быстрорежущих сталей / Ю. С. Ушаков, В. А. Колпаков, В. М. Истягин, В. В. Красно-перов // Б. И.— 1987.— №3.
