Новые упрочняющие технологии инструментальных сталей

Повышение эксплуатационных свойств инструментальных сталей возможно при использовании способов поверхностного упрочнения – индукционной закалки, ХТО, нанесения покрытий. Преимущество этих способов в сравнении с объемным упрочнением является достижение требуемых высоких значений износостойкости только в относительно тонком поверхностном слое, в то время как сердцевина инструмента может оставаться мягкой и пластичной. Тем самым создаются возможности для получения композиционного инструментального материала с повышенным уровнем вязкости разрушения. Известные способы поверхностного упрочнения приводят к резкому охрупчиванию поверхностного слоя и не позволяют в полной мере использовать преимущества композиционных инструментальных материалов.

Качественно новый уровень эксплуатационных свойств инструментальных материалов достигается при обработке высококонцентрированными источниками нагрева (ВКИН) – лазерным и электронным лучами, плазменной струёй. Благодаря локальному и сверхскоростному тепловому воздействию создаются возможности получения более высоких значений твердости, прочности, вязкости в сравнении с объёмной обработкой или традиционными способами поверхностного упрочнения. Процессы фазовых и структурных превращений при плазменном упрочнении инструментальных сталей в состоянии поставки исследованы с использованием оптической и электронной микроскопии, рентгеновского структурного анализа. Установлено, что твердость углеродистых и низколегированных сталей после плазменного упрочнения на 100…200 HV превышает твердость после объёмной обработки. Это связано с образованием мартенсита преимущественно пластинчатой морфологии со сверхвысокой степенью дисперсности в упрочненной зоне. Поверхностная обработка инструментальных сталей мощной высококонцентрированной плазменной струей приводит к образованию в закаленном слое остаточных напряжений, которые на границе закаленного слоя скачкообразно уменьшаются, изменяют знак и переходят в растягивающие. Образование внутренних напряжений при плазменной закалке вызвано поверхностными термическими эффектами и не связано с фазовым и структурным превращениями. Неоднородный характер расположения остаточных напряжений по глубине зоны плазменного воздействия положительно влияет на вязкость разрушения упрочненных сталей: трещины от внешних нагрузок прекращают рост на границе закаленного слоя по так называемому механизму «ветвления» траектории.

Наряду с комплексным объёмно-плазменным упрочнением, эффективным способом повышения эксплуатационных свойств инструментальных сталей является комбинированное индукционно-плазменное упрочнение, сочетающее предварительную закалку токами высокой частоты и плазменную обработку. Установлено, что при последовательном индукционном и плазменном упрочнении уровень твердости и износостойкость рабочей поверхности инструмента соответствует объемно-плазменному упрочнению, а вязкость разрушения может быть значительно повышена благодаря образованию многослойного упрочнённого покрытия с мягкой внутренней зоной отпуска и двукратного торможения трещины на границах внутренних слоев. Комбинированное упрочнение значительно расширяет номенклатуру упрочняемого инструмента.

Перспективным методом комплексного упрочнения инструмента является использование плазменной обработки в сочетании с предварительной электродуговой наплавкой. Эта обработка позволяет повысить работоспособность режущего и деформирующего инструмента, снизить расход инструментальных материалов.

Также применяется для упрочнения инструмента термическая обработка в вакууме. Термообработка сталей в вакуумных печах с охлаждением в инертном газе обеспечивает следующие преимущества: отсутствие загрязнения окружающей среды; повышение качества термической обработки (получения высоких стабильных свойств, более равномерного прогрева изделия по сечению, медленного нагрева в интервале аустенитного превращения); снижение стоимости термообработки; существенное улучшение условий труда; большую гибкость в эксплуатации: вакуумные печи можно использовать для различных технологических процессов термической обработки. Также можно применять борирование. Изучение процессов борирования с дополнительным легированием никелем, медью и хромом углеродистых и низколегированных инструментальных сталей показало, что с увеличением содержания углерода глубина борированных слоев уменьшается. Однако морфология их остается для всех углеродных сталей одинаковой и характеризуется ветвистым строением боридов и рыхлостью боридных слоев. Фазовый состав боридных слоев во всех сталях одинаковый и состоит из боридов FeB. Но при формировании боридного слоя в легированных сталях по ряду с основными боридами FеВ и Fе₂В могут наблюдаться и бориды легирующих элементов типа Сг_хВ_у и др., что объясняется встречной диффузией в легирующих элементов из матричного a – твердого раствора в поверхностный диффузионный слой. Роль дополнительного легирования Ni, Cr, Cu состоит в пластифицирующем эффекте, заключающемся в некотором снижении общей твердости и монофазных боридных слоев при одновременном увеличении склонности к хрупкому разрушению. Поверхностное комплексное борирование в виброкипящем слое позволяет значительно снизить общее время ХТО в 1,5–2 раза по сравнению с традиционными способами.

Применяется также лазерная обработка из сталей ХВГ И У8 с хромовым покрытием. Проведены результаты экспериментальных исследований термообработки инструментов из сталей с хромовым покрытием толщиной 2–4; 4–6; 6–8 мкм лазерными пучками прямоугольной формы и пучками, сформированными в прямоугольный контур. Выявлены особенности лазерной термообработки и определены оптимальные технологические режимы. Энергия, необходимая для термообработки хромированной поверхности, выше для деталей из стали У8 на 1 Дж по сравнению с аналогичными инструментами из стали ХВГ. Микротвердость поверхности с хромовым покрытием у сталей У8 и ХВГ примерно одинаковая и составляет 920–1000 кг/мм². Энергия импульса, необходимая для обработки хромированных поверхностей, по сравнению с термообработкой предварительно закаленных сталей У8 и ХВГ возрастает на 14 Дж при одинаковых размерах пятна.

Быстрорежущие стали

В отличие от других инструментальных сталей быстрорежущие стали обладают высокой теплостойкостью (красностойкостью), т. е. способностью сохранять мартенситную структуру и соответственно высокую твердость до 68–75 HRC, прочность и износостойкость при повышенных температурах, возникающих в режущей кромке при резании с большой скоростью. Эти стали сохраняют мартенситную структуру при нагреве до 600–650⁰С, поэтому применение их позволяет значительно повысить скорость резания (в 2–4 раза) и стойкость инструментов (в 10–30 раз) по сравнению со сталями, не обладающими теплостойкостью.

Снижение твёрдости быстрорежущих сталей на 2–4 HRCпо сравнению с получаемой максимальной сопровождается ухудше­нием вязкости, прочности, ростом коэффициента трения и износостойкости. Поэтому быстрорежущие стали не­обходимо использовать в состоянии высокой твердости, получае­мой для марки и при работе без больших динамических нагрузок.

В соответствии с условиями эксплуатации инструмента, изготовленного из быстрорежущей стали, к ним предъявляют следующие требования: высокая прочность, высокая твердость, вязкость, износостойкость, теплостойкость (красностойкость). Наряду с характеристиками работоспособности весьма важными являются технологические характеристики быстрорежущей стали: пластичность стали в холодном и горячем состоянии, свариваемость, обрабатываемость резанием, прокаливаемость, закаливаемость, склонность к росту зерна аустенита и к обезуглероживанию при нагреве под закалку, шлифуемость.

Легирование сталей производят в соответствии с требуемыми свойствами.

Теплостойкостьсоздается в результате воздействия двух причин: 1) специальным легированием и 2) закалкой с очень вы­соких температур 1200–1300 °С.

Основные легирующие элементы – W или W вместе с Mo. Основным карбидом является М₆С. Для создания теплостой­кости достаточно большая доля карбида должна быть переведена в раствор (аустенит, мартенсит), что насыщает его W (Mo), V (Cr).

Последующий отпуск при повышенных температурах 550–560 °С увеличивает твердость до максимальных значений вслед­ствие выделения дисперсных карбидов, размеры которых значи­тельно меньше, чем они были в отожженной стали. Высокую твёрдость, получаемую отпуском, называют вторичной твёрдостью. Это – другое важнейшее свойство быстрорежущих сталей.

Отпуск на вторичную твёрдость вызывает также превращение остаточного аустенита в мартенсит (при охлаждении). Поэтому в структуре быстрорежущих сталей не сохраняется аустенита. Это обеспечивает высокое сопротивление пластической деформации. Оно возрастает дополнительно при повышении твёрдости.

Карбид М₆С растворяется (и лишь частично) только при указанных ранее высоких температурах, при которых может происходить значительный рост зерна. Поэтому дальнейшие цели легирования:1) создание условий для более полного растворения карбидов и 2) ограничение роста зерна.

Первая задача решается образованием карбидов М₆С сложного состава, содержащих, кроме W (Mo), также Cr и V, лучше растворяющихся в аустените, и небольшое количество карбидов М₂₃С₆, полностью растворимых при еще более низком нагреве. По этой причине быстрорежущие стали содержат, кроме того, 1,0–1,2 % V и 3,2–4,5 % Cr; содержание хрома в этих пределах повышает теплостойкость.

Наоборот, увеличение содержания элементов, понижающих температуры превращения А₁:Ni и Mn, ухудшает теплостойкость и вторичную твердость. Их содержание в боль­шинстве сталей не превышает 0,4 %.

Вторая задача решается увеличением, но в определенных пре­делах, количества карбидов (избыточные М₆С), которые сохра­няются при высоком нагреве и задерживают рост зерна.

Для повышения теплостойкости быстрорежущие стали леги­руют, кроме того, Co (а также N). Для улучшения технологических свойств в некоторые стали вводят модифицирующие добавки, преимущественно Zr.

Применяемые быстрорежущие стали делят на три группы: стали нормальной производительности, повышенной и высокой производительности.

Стали повышенной производительности дополнительно легированы кобальтом и ванадием. К ним относятся стали с повышенной теплостойкостью до 625–640°С: Р9Ф5, Р9К10, Р9Ф5, Р12Ф3, Р10Ф5К5, Р12Ф4К5, Р12Ф3К10М3, Р12Ф2К5М3 и др.

К группе быстрорежущих сталей повышенной производительности следует отнести и быстрорежущие дисперсионно–твердеющие сплавы с интерметаллидным упрочнением. Их высокая теплостойкость и режущие свойства обеспечиваются высокими температурами превращения и упрочнением вследствие выделения при отпуске интерметаллидов, имеющих более высокую устойчивость, к коагуляции при нагреве, чем карбиды. Наибольшее распространение получил сплав В11М7К23 (ЭП831).

Стали нормальной производительности характеризуются пониженной теплостойкостью (до 615–620°С). К ним относятся стали: Р9, Р12, Р18, Р6М5, Р6М3, Р8М3, безвольфрамовые 9Х6М3Ф3АГСТ, 9Х4М3Ф2АГСТ и др.

Быстрорежущие стали в литом состоянии обладают повышенной хрупкостью, что обусловлено образованием ледебурита по границам зерен. Для снижения твердости, улучшения обработки резанием и подготовки структуры стали к закалке быстрорежущую сталь после ГПД (ковки или прокатки) подвергают отжигу при 840–860°С. Структура после такой обработки представляет собой ферритокарбидную смесь (сорбит), вторичные карбиды, осколки ледебурита.

Для придания стали теплостойкости инструменты подвергают закалке и многократному отпуску. Сталь Р18 закаливают с температуры 1270–1290°С, а Р6М5 с 1210–1230°С. Высокие температуры закалки необходимы для более полного растворения вторичных карбидов и получения при нагреве высоколегированного Cr, W, Mo и V аустенита. Это обеспечивает получение после закалки мартенсита, устойчивого против отпуска, т.е. теплостойкости. Для быстрорежущих сталей, имеющих много избыточных карбидов, характерно сохранение мелкого зерна, даже при очень высоких температурах закалки. Во избежание образования трещин в инструменте при нагреве до температуры закалки его подогревают.

Окончательная термическая обработка – закалка и высокий отпуск. Микроструктура закаленной стали состоит из легированного мартенсита, остаточного аустенита (до 30 %) и карбидов. После трехкратного отпуска при температуре 560°С количество остаточного аустенита уменьшается до 2–3 %, твердость увеличивается. Для снижения количества остаточного аустенита применяется обработка холодом.

Выдержка при температуре закалки должна быть непродолжительной – от 8 до 9с на каждый миллиметр диаметра или наименьшей длины инструмента при нагреве в расплавленной соли (чаще в BaCl₂) и 12–14 с при нагреве в печи. Охлаждающей средой при закалке чаще является масло. Для уменьшения деформации инструментов применяют ступенчатую закалку в расплавленных солях (KN0₃) при 400–500°C. После закалки следует трехкратный отпуск, вызывающий превращение остаточного аустенита в мартенсит и дисперсное твердение за счет выделения карбидов. Режущие свойства инструмента, не подвергающегося переточке по всем граням (сверла, развертки, метчики, фрезы), можно повысить азотированием при 550–560°С.