Новые технологии деформационно-термической обработки быстрорежущих сталей




Скачать 155.39 Kb.
НазваниеНовые технологии деформационно-термической обработки быстрорежущих сталей
Дата конвертации15.04.2013
Размер155.39 Kb.
ТипДокументы


Юлія Лобкова

Донецький національний технічний університет

(науковий напрям: Матеріалознавство, гірництво та металургія)


НОВЫЕ ТЕХНОЛОГИИ ДЕФОРМАЦИОННО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ БЫСТРОРЕЖУЩИХ СТАЛЕЙ


Ключевые слова: ИНСТРУМЕНТ, БЫСТРОРЕЖУЩИЕ СТАЛИ, ОБРАБОТКА, СТРУКТУРА.


В работе быстрорежущего инструмента при высоких скоростях резания необходимо учитывать следующую особенность: чем тяжелее условия резания и выше скорость резания, тем интенсивнее разогревается режущая кромка. Таким образом, нам становится интересным установление фактов прямой зависимости между красностойкостью стали и режущими свойствами инструмента.

Технологические свойства материалов, из которых выполнен инструмент, существенно влияют на его долгосрочность и надежность. Так качество и соответственно стоимость выпускаемого инструмента в целом определяют интервал закалочных температур, карбидная неоднородность и размерный состав карбидов, устойчивость против обезуглероживания [1, 2].

Повысить стойкость режущего инструмента можно путем замены стали обычного производства на сталь, изготовленную методами порошковой металлургии. В результате отсутствуют крупные и угловатые карбиды, а после термической обработки порошковые быстрорежущие стали обладают высокими прочностью, вязкостью и твердостью.[3 - 5]. Для компактирования порошка быстрорежущих сталей применяют газостатическое прессование и горячую экструзию [6]. При этом дальнейшая обработка заготовок может проводиться с помощью регламентированной ковки [7], что является разновидностью термомеханической обработки. Возможно также применение гидроэкструзии, однако данных о ее влиянии на структуру и свойства порошковых быстрорежущих сталей не много [8, 9].

На сегодняшний момент для повышения качества инструмента совершенствуют предварительную деформацию заготовки, при термической обработке ускоряют нагрев для аустенитизации и дополнительно упрочняют поверхность.

Представленная работа выполнялась на кафедре «Физическое материаловедение» под руководством профессора Алимова В.И. и ассистента Афанасьевой М.В. Целью являлось установление некоторых закономерностей влияния температурно-временных и деформационных параметров обработки. При этом проводились предварительная деформация заготовок и дополнительное локальное упрочнение высококонцентрированным источником энергии в виде электродуговой низкотемпературной плазмы. Для исследования мы отобрали образцы из сталей Р6М5К5, Р6М5К5-МП, Р6М5, Р18. Образцы из сталей Р6М5К5 и Р6М5К5-МП предварительно подвергали отжигу на зернистый перлит и деформации на диаметр 10 мм методом гидроэкструзии со степенями обжатия: 15, 35, 50%. Закалку проводили от температур 1160, 1200, 1240 °С, удельная длительность выдержки при ускоренном нагреве в расплаве соли составляла от 10 до 60 с/мм. Затем проводили отпуск по стандартной для этих сталей методике (от температуры 560 °С в течение 60 мин.) и сокращенный высокотемпературный – от температур 580, 600, 630 °С. Длительность выдержки изменяли в пределах 5 – 20 мин. Отпуск производили с разной кратностью.

С помощью дифрактометра ДРОН-3 на разных этапах исследований проводили контроль микроструктуры и микротвердости, также оценивали количество остаточного аустенита. Рентгенограммы снимали в железном излучении. Пучок лучей, попадающий на образцы, являлся расходящимся.Для того, чтобы лучи сошлись в счетчике, использовали фокусировку по Брэггу-Брентано. На рисунке 1 предсталены рентгенограммы, показывающие содержание остаточного аустенита в образце из стали Р6М5К5-МП-35%, закаленного от температуры 1160оС при удельной выдержке 60 с/мм, после отпуска от температуры 560оС




А Б В


Рисунок 1 – Рентгенограммы для стали Р6М5К5-МП-35%: А) первый отпуск, Б) второй отпуск, В) третий отпуск.

Таблица 1

Исходная микротвердость образцов из сталей Р6М5 (в литом состоянии), Р6М5К5, Р6М5К5-МП (с разными степенями деформации)

Сталь

Р6М5

Р6М5К5

Р6М5К5-МП

Степень

деформации, %

-

15

35

50

15

35

50

Средняя микро-твердость, Н/мм2

2256±

43

2443±

55

2949±

142

3012±

127

2764±

108

2891±

140

3030±

127


Микроструктура после гидроэкструзии состоит из сорбита и карбидов. Карбиды в образцах из порошковой быстрорежущей стали мельче, чем в аналогичной, полученной металлургическим методом (таблица 2).

Таблица 2

Размеры карбидов в деформированных образцах исследуемых сталей

Наименование статистических характеристик

Статистическая обработка данных измерения размеров карбидов, мкм

Р6М5К5-15%

Р6М5К5- 35%

Р6М5К5- 50%

Поля измерений на образцах диам. 10 мм

среднее

6.3

6.1

6.2

5.5

5.4

5.4

5.5

5.4

5.4

доверительный интервал

0.03

0.02

0.02

0.03

0.03

0.03

0.03

0.03

0.02

минимум

4.1

4.8

4.6

3.3

3.5

3.5

3.3

3.7

4.2

максимум

8.5

7.7

7.9

8.2

7.2

7.2

7.1

7.1

6.7

Наименование статистических характеристик

Р6М5К5- МП- 15%

Р6М5К5 -МП- 35%

Р6М5К5-МП 50%

Поля измерений на образцах диам. 10 мм

среднее

4.1

4.3

4.2

3.5

3.2

3.4

3.2

2.9

3.1

доверительный интервал

0.02

0.02

0.01

0.02

0.02

0.02

0.02

0.02

0.02

минимум

1.8

3.0

3.3

1.8

2.1

2.3

1.9

1.9

2.1

максимум

6.0

5.3

5.2

5.4

4.4

5.1

4.9

4.3

4.4


Таблица 3

Микротвердость (Н/мм2) закаленных образцов из исследуемых сталей

Удельная длительность выдержки при аустенитизации, с/мм

Температура закалки 1160 °С

Р6М5К5

Р6М5К5-МП

Степень деформации, %

15

35

50

15

35

50

10

6430

6363

6189

7050

6589

6244

20

6574

7055

7274

7115

7610

9094

60

6817

5176

6786

7477

5776

6875

 

Температура закалки 1200 °С

10

5517

5882

5587

6042

6124

5962

20

4976

5316

5763

5563

6088

8231

60

4923

5016

6698

5480

5547

4729

 

Температура закалки 1240 °С

10

4589

4702

5024

4766

4832

4916

20

3616

4766

6365

3988

4915

5067

60

4415

4975

6604

5122

5217

6321


Из таблицы 3 видно, что с увеличением температуры закалки и длительности выдержки микротвердость снижается.

Микроструктура закаленных образцов состоит из мартенсита, избыточных карбидов и аустенита. Размер зерна аустенита с увеличением температуры закалки и длительности выдержки увеличивается, однако не превышает номер 14 по ГОСТ 5639-82. Если сравнивать полученное зерно с зерном при печной обработке [10], то можно заметить его уменьшении на один номер.

Также полученные эмпирические данные обрабатывали с помощью программы Statistika 6.0. Действуя по схеме Graphs → 3D XYZ Graphs → 3D Contour Plots, в пункте Variables указываем значения переменных и получаем адекватные регрессионные уравнения зависимости размера зерна аустенита (Дср) от степени предварительной деформации – ε, %, и температуры закалки – Т, °С, сталей Р6М5К5 (1) и Р6М5К5-МП (2):


Дср.1=2,7023∙105-402, 2739∙Т-765,1383∙ε+0,1515∙Т2+0,5912 Т∙ε+1, 2685∙ε2 (1)

Дср.2=1,1915∙105-154,1243∙Т-337,0632∙ε+0,0501∙Т2+0,2401∙Т∙ε+0,9883 ∙ε2 (2)


По [10] подобные уравнения имеют вид:


Дср.1=1278,175-2,2∙Т+0,372∙ε+0,0009∙Т2-0,0003 Т∙ε-0,0002∙ε2 0,09 (3)

Дср.2=1427,6-2,4∙Т+0,2∙ε+0,001∙Т2-0,0002∙Т∙ε-0,001 ∙ε2 0,069 (4)


Графическое отображение полученных зависимостей в виде номограмм, представляющих собой проекции изолиний соответствующих диаметров аустенитного зерна на плоскость «степень деформации – температура закалки», показаны на рисунке 2.

Превращение остаточного аустенита в мартенсит при проведении сокращенного высокотемпературного отпуска происходит быстрее.

Микротвердость в среднем на 1000 Н/мм2 выше после первого отпуска, чем после второго, после третьего - микротвердость, в среднем, снижается на 500 Н/мм2 по сравнению со вторым. Для образцов из стали Р6М5К5-МП, отпущенных при температуре 630°С, характерно падение микротвердости на 1500 – 2000 Н/мм2 , а для стали Р6М5К5-МП, закаленной от температуры 1160 °С, это понижение микротвердости меньше, чем для той же стали, но закаленной от температуры 1200°С.

Микроструктура образцов состоит из мартенсита, карбидов и остаточного аустенита. Количество остаточного аустенита после каждого отпуска при разных температурах уменьшается на 2 - 7%.

Значительных расхождений в микроструктуре, микротвердости и количестве остаточного аустенита не наблюдается. Это может быть

а







б


Рисунок 2 - Номограммы размера аустенитного зерна в зависимости от степени деформации и температуры закалки для сталей Р6М5К5 (а) и Р6М5К5-МП (б).


обусловлено тем, что даже при небольших выдержках, но при повышенных температурах процессы выделения и трансформации карбидов в специальные успевают пройти. Это, в свою очередь, изменяет уровень упрочнения твердого раствора, результаты оценки структуры и свойств исследуемых быстрорежущих сталей.

О возможности значительного сокращения продолжительности отпуска за счет некоторого повышения температуры свидетельствуют результаты оценки структуры и свойств исследуемых быстрорежущих сталей.

Испытания на коррозионно-абразивный износ на лабораторной установке по патенту № 17644 [11] показали, что износу в большей степени подвержена сталь, полученная порошковой металлургией. Причем на износ изменение степени предварительной деформации значительного влияния не оказывает. Для стали Р6М5К5, деформированной со степенью деформации 35 %, отрицательный показатель изменения массы Кm- составляет 3,09 г/м2ч, а для стали Р6М5К5-МП с той же степенью деформации - 5,0 г/м2ч (табл. 4).


Таблица 4

Показатели коррозионно-абразивного износа образцов

Сталь

Степень

деформа-ции,

%

Темпера-тура

нагрева под

закалку, °С

Удельная

выдержка

при закалке,

с/мм

Темпе-ратура

отпуска, °С

Выдержка

при отпуске,

мин.

Показатель,

К-m, г/м2·ч

Р6М5К5

35

1240

10

580

20

3,09

Р6М5К5-МП

15

1160

60

560

60

3,64

Р6М5К5-МП

35

1200

20

580

20

5,00

Р6М5К5-МП

50

1240

60

600

10

4,55

Р6М5К5-МП

50

1200

10

630

5

6,09


Дальнейшее повышение микротвердости исследуемых сталей было достигнуто нами обработкой плазмой дугового разряда [12]. В результате было установлено, что при плазменной обработке микротвердость находится в пределах 5291 – 6037 Н/мм2, что несколько выше микротвердости объемно закаленных образцов. (рис. 3).

После обработки в плазме слоя на стали Р18, предварительно подвергнутой сфероидизирующему отжигу, и изучения полученной микроструктуры установили, что сердцевина образцов представляет собой мелкодисперсный сорбит, а поверхность - высокодисперсную мартенситно-карбидо-аустенитную смесь (рис 4).

Появление и форма зигзагообразной трещины может быть обусловлена повышенной пластичностью основного металла и знакопеременными остаточными напряжениями в переходной зоне – от сжимающих к растягивающим. Это приводит к остановке трещины и к возникновению новых трещин в плоскости, перпендикулярной месту образования трещины. Слияние вторичных микротрещин с магистральной вызывает ветвление ее траектории.





Рис. 3 – Распределение микротвердости обработанных в плазме образцов






а б

Рисунок 4 – Микроструктура обработанного в плазме слоя образца из стали Р18 по режиму а) обратной полярности тока; б) прямой полярности тока, х 250


При разработке технологических параметров упрочнения инструмента из быстрорежущих сталей следует учитывать возможность трещинообразования.

Таким образом, можно сделать выводы о том, что введение в технологический процесс предварительной деформации гидроэкструзией позволяет обеспечить получение более мелких карбидов и более однородную исходную структуру быстрорежущей стали. Кроме того, следует отметить, что локальное дополнительное упрочнение низкотемпературной электродуговой плазмой быстрорежущих сталей, повышает их твердость и износостойкость, а следовательно, и качество быстрорежущего инструмента.


литература


1. Кремнев Л. С. Перспективы развития быстрорежущих сталей и сплавов// Металловед. и терм. обработка металлов. – 1983, № 5. - С. 2- 5.

2. Чаус А. С., Рудницкий Ф. И. Структура и свойства быстрорежущей быстрорежущей стали Р6М5 // Металловедение и термическая обработка металлов. – 2003, № 4. - С. 10 - 12.

3. Ульшин В. І., Тихомиров С. В. Нові технології підвищення якості порошкових інструментальних сталей // Металознавство та обробка металів. – 2003, № 3. - С. 33 – 36.

4 Когаєва Т. К. Механічні властивості високолегованих інструментальних сталей, отриманих струменевим формуванням // Металознавство та обробка металів. –2003, № 1. - С. 44 - 46.

5. Парабина Г. И., Осадчий А. Н., и др. Структура и свойства порошковых быстрорежущих сталей промышленного производтва // Порошковая металлургия. – 1990, № 1. - С. 92 – 95.

6. Кремнев Л. С. Заэвтектоидные быстрорежущие стали // Металловедение и термическая обработка металлов. – 1985, № 8, - С. 24 – 25.

7. Алимов В. И., Колягин Е. Ю., Оноприенко В. Г., Росляков С. Ю. Регламентируемая ковка порошковой быстрорежущей стали // Кузнечно-штамповое производство. – 1991, № 4. – С. 2 – 3.

8. Горюшина М. Н., Гавриков Н. Н., и др. Термическая обработка и свойства быстрорежущей стали 10Р6М5-МП, полученной распылением и горячим экструдированием // Металловедение и термическая обработка металлов. – 2001, № 6. - С. 8 - 11.

9. Свестек Я., Летциг В., Кайнер К. У. Гидростатическая экструзия при 100 °С и ее влияние на размер зерна и механические свойства магниевых сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов. – 2006, № 11, - С. 31 – 35.

10. Алімов В. І., Кримов В. М., Штихно А. П., Хребтов О. А. Про процеси деформаційно–термічної обробки швидкорізальних сталей// Удосконалення процесів і обладнання обробки тиском в металургії і машинобудуванні; тематик. збірник наукових праць – ДДМА, Краматорськ. - 2002. – С. 356 - 360.

11. Пристрій для випробувань на корозійно-абразивний знос. А. с. 17644, G 01 N 3/56 / Алімов В. І., Штихно А. П., Афанасьєва М. В. – Опубл. 16.10.2006, Бюл. № 10. – 2006.

12. Алімов В. І., Кримов В. М., Штихно А. П. Підвищення властивостей швидкорізальних сталей шляхом поверхневої обробки // Физика и техника высоких давлений. - 2003, № 1. Т. 13 – С. 139 – 144.



Добавить в свой блог или на сайт

Похожие:

Новые технологии деформационно-термической обработки быстрорежущих сталей iconЛабораторная работа №4 микроструктура стали после термической обработки
Цель работы: изучить влияние различных видов термической и химико-термической обработки на микроструктуру и свойства сталей

Новые технологии деформационно-термической обработки быстрорежущих сталей iconОсновы термической и химико-термической обработки металлов. Коррозии Понятие о термической обработке металлов, ее назначение. Основные виды термической обработки стали
Физико-механические свойства стали и чугуна можно улучшить, изменив химический состав этих сплавов или их структуру

Новые технологии деформационно-термической обработки быстрорежущих сталей iconПрограмма учебной дисциплины «Основы лазерной обработки»
Теория и технология термической и химико-термической обработки", "Оборудование и автоматизация процессов тепловой обработки материалов...

Новые технологии деформационно-термической обработки быстрорежущих сталей iconЗакономерности хрупкого разрушения и их применение для анализа упрочняющих технологий, структурно-энергетического состояния закаленных сталей и предотвращения поломок протяжек
Составление уравнения и выявление закономерностей связи предельной деформации стали (в пределах от 0 до 10%) с внутренними факторами...

Новые технологии деформационно-термической обработки быстрорежущих сталей iconГидромеханических скважинных перфораторов методом химико-термической обработки
Приведены данные о влиянии диффузионных никель-медных покрытий на повы­шение свойств (прочности, состояния поверхности) и сопротивление...

Новые технологии деформационно-термической обработки быстрорежущих сталей iconУчебное пособие по курсу «Материаловедение» предназначено для сту- дентов-заочников, выполняющих контрольную работу по выбору материалов для деталей машин и инструментов и режимов их термической обработки
Ушаков В. Г., Филатов В. И., Ибрагимов Х. М. Выбор марки стали и режима термической обработки деталей машин: Учебное пособие для...

Новые технологии деформационно-термической обработки быстрорежущих сталей iconМоделирование фазовых и структурных превращений при термической обработке проката из раскисленных алюминием низкоуглеродистых сталей

Новые технологии деформационно-термической обработки быстрорежущих сталей iconУчебное пособие для студентов вузов,обуч по спец."Металловедение,оборудование и технология термической обработки метал. "
Белоус М. В. Физика металлов: Учебное пособие для студентов вузов,обуч по спец."Металловедение,оборудование и технология термической...

Новые технологии деформационно-термической обработки быстрорежущих сталей iconИнтенсификация процессов формирования структуры диффузионного слоя при химико-термической обработке сталей
...

Новые технологии деформационно-термической обработки быстрорежущих сталей iconПо восстановительной термической обработке и контролю графитизации паропроводов из углеродистых сталей, эксплуатируемых при температуре 350-450 °с рд 153-34. 0-17. 460-99
Утвержден департаментом стратегии и развития научно-технической политики рао "еэс россии"


Разместите кнопку на своём сайте:
lib.convdocs.org


База данных защищена авторским правом ©lib.convdocs.org 2012
обратиться к администрации
lib.convdocs.org
Главная страница