Термическая обработка

В литом или отожженном состоянии быстрорежущие стали имеют удовлетворительную обрабатываемостью. Их можно ковать в горячем состоянии, строгать, резать и т. д. высокие режущие свойства сталь приобретает только после правильно выполненной термической обработки. Нарушение режима термической обработки может резко снизить красностойкость и другие эксплуатационные свойства, что приведет к сокращению ресурса работы режущего инструмента в несколько раз.

После горячей ковки или прокатки и охлаждения на воздухе сталь приобретает высокую твердость (более 60 HRC) и структуру мартенсита. Но после такой обработки красностойкость быстрорежущей стали будет почти такой же, как у стали У10. После горячей обработки быстрорежущую сталь необходимо обязательно отжечь. Отжиг предупреждает образование нафталинистого излома, вызывающего хрупкость, после правильного термического упрочнения быстрорежущей стали.

Для быстрорежущих сталей применяют неполный изотермический отжиг, как показано на рис. 110.

Нагрев при закалке осуществляют в два или три этапа. Для массивного или сложного по форме инструмента делают 2 подогрева в печах или соляных ваннах: первый до 600…650 ^оС и второй – 800…840 ^оС. мелкий инструмент нагревают с одним подогревом до 820 ^оС. Подогревы предупреждают коробление и разрушение инструмента в процессе нагрева, так как быстрорежущие стали обладают низкой теплопроводностью ввиду большой доли в их структуре карбидной фазы.

Окончательный нагрев чаще всего производится в ваннах с расплавом BaCl₂. Нагревы в расплавах солей не приводят к окислению и обезуглероживанию поверхности детали. Температура ванны определяется маркой стали. В процессе окончательного нагрева аустенит должен насытиться легирующими элементами, которые обеспечивают красностойкость: W, Mo, V.

Рис. 111. Содержание карбидов в стали Р6М5 в зависимости от температуры закалки

На рис. 111 представлены закономерности растворения карбидов от температуры. Видно, что Ме₂₃С₆, в котором находится почти весь хром, начинает растворяться при 950 ^оС и он полностью переходит в твердый раствор при температурах около 1080 ^оС. карбид (W, Mo, Cr)₆С, где находятся легирующие элементы, обеспечивающие красностойкость, начинает растворяться при температурах  950 ^оС и заканчивается его растворение при плавлении стали.

Чтобы насытить аустенит тугоплавкими элементами до 6…8 %, требуется нагреть сталь выше 1250 ^оС. Оптимальная температура для каждой марки стали определена экспериментально и дается в справочной литературе.

Карбиды ванадия начинают растворяться только при температурах выше 1250 ^оС. ванадий мало переходит в твердый раствор, он в большей своей части остается в стали в виде карбидных включений.

Если температура ванны будет ниже оптимальной, то в аустените окажется дефицит легирующих элементов, которые создают красностойкость мартенсита. Перегревы ведут к росту зерна и могут быть причиной оплавления детали. В этом случае инструмент будет иметь высокую хрупкость.

Важное значение имеет время пребывания детали в ванне окончательного нагрева. Его вычисляют по формуле:  (9…11)  S, секунд, где S – меньшая сторона сечения или диаметр детали, мм. Увеличение времени пребывания детали при высокой температуре приводит к растворению большей части карбидов и последующему росту аустенитного зерна.

Рис. 112. Диаграмма изотермического превращения аустенита стали Р6М5		Рис. 113. Свойства сталей Р9 и Р18 после закалки

Важную роль также играет режим охлаждения при закалке. На рис. 112 представлена диаграмма изотермического распада аустенита стали Р6М5. Видно, что в области переохлажденного аустенита существует превращение распада аустенита с выделением карбидной фазы (область А К), в результате которого аустенит обедняется тугоплавкими элементами: вольфрамом и молибденом. Эта область определяет критическую скорость охлаждения. Если кривая охлаждения будет пересекать область А К, то есть скорость охлаждения будет ниже критической, то сталь частично потеряет красностойкость. Поэтому рекомендуется при закалке охлаждать детали ускоренно в масле или расплавах солей, а не на воздухе.

Охлаждают деталь в подогретом до 60…80 ^оС масле после подстуживания на воздухе до ~ 900 ^оС или в соляной ванне с расплавом при 500…560 ^оС (ступенчатая закалка) с последующим охлаждением на спокойном воздухе до комнатной температуры.

После правильного выполнения закалки инструмент должен иметь твердость 59…62 HRC. Твердость ниже этого значения указывает на то, что температура окончательного нагрева была завышена; при высоком значении твердости – занижена.

Закаленная сталь должна содержать в структуре 25…30 % остаточного аустенита. Заниженное значение указывает на недогрев, а завышенное – на перегрев.

Закаленная сталь, имея высокую твердость, еще не обладает достаточной красностойкостью. Красностойкость формируется режимом отпуска.

Изменение свойств сталей Р9 и Р18 от режимов закалки представлены на рис. 113. Видно, что при комнатных температурах в закаленных сталях содержится большое количество остаточного аустенита, который снижает эксплуатационные свойства.

После закалки необходим трехкратный отпуск. Он снижает содержание остаточного аустенита (за счет чего твердость возрастает на 2…4 единицы) и создает красностойкость стали (инструмент может работать, нагреваясь до температуры отпуска без потери твердости).

Сталь Р18 имеет более широкий диапазон закалочных температур: 1250…1290 ^оС. Это свойство стали позволяет в небольших пределах, меняя режим закалки, создавать инструменту необходимый комплекс свойств. Так, например, сверла малого диаметра (до 3 мм) чаще всего выходят из строя по причине поломки (недостатка вязкости). Их следует калить от температуры 1240…1250 ^оС. при таком режиме закалки вязкость будет больше.

Сверла большого диаметра выходят из строя из за недостатка красностойкости (смятия режущей кромки). Их надо калить от температуры 1280…1290 ^оС, повышая при этом содержание вольфрама в мартенсите, а вместе с ним и красностойкость.

Так как быстрорежущие стали обладают высокой прокаливаемостью, то после нагрева до температур  1000 С и охлаждения на воздухе, например, после ковки или сварки, она приобретает мартенситную структуру и высокую твердость ( 60 HRC). Однако после такой обработки режущий инструмент будет иметь низкую красностойкость. Поэтому он должен быть подвергнут полной термической обработке по рекомендуемым режимам для данной марки стали. Но между операциями горячего формообразования и закалкой необходимо отжечь заготовки. Двойная закалка без промежуточного отпуска приведёт к образованию неисправимого брака стали – формированию структуры нафталинистого излома. Сталь со структурой нафталинистого излома имеет высокую, не отличающуюся от упрочнения по рекомендуемым режимам, красностойкость, но обладает практически полным отсутствием вязкости, что приводит к разрушению инструмента при незначительных ударных нагрузках.

Образование такой структуры в высоколегированных инструментальных сталях связывают с фазовым наклепом. Многие исследования и попытки исправить структуру нафталинистого излома не дали положительных результатов. Поэтому этот вид брака считается неисправимым.

Главная особенность термической обработки быстрорежущей стали состоит в том, что такая сталь упрочняется, приобретая высокие значения твердости и теплостойкости, не после закалки, как это характерно для большинства сталей, а в процессе отпуска при 550–570 ºС, в результате дисперсионного твердения. дисперсионное твердение – это упрочнение стали в результате выделения из ее железной основы, пересыщенной атомами углерода и легирующих компонентов, большого количества (10¹⁷ 1/см³) очень мелких ( 10^-8 м) дисперсных частиц карбидов вольфрама, молибдена, ванадия и хрома. Эти частицы препятствуют распространению пластической деформации, сохраняя тем самым высокую твердость режущих поверхностей инструмента в процессе работы.

При нагреве выше 550–570 ºС дисперсные карбиды укрупняются, а их число уменьшается в силу законов термодинамики, по которым система часто стремится приобрести минимальную суммарную поверхность. Этот процесс вызывает разупрочнение инструмента, его пластическое деформирование, то есть потерю теплостойкости.

Пауза между закалкой и отпуском не должна превышать 2-х часов, так как при большей длительности паузы при комнатной температуре стабилизируется остаточный аустенит, который затем в результате многократного отпуска не превращается полностью в мартенсит.

Существует другой режим термической обработки быстрорежущих сталей, включающий обработку холодом. Критическая точка конца мартенситного превращения быстрорежущих сталей находится ~ -100 ºС. После закалки инструмент охлаждают до -100 С в холодильных установках. При этом остаточный аустенит почти полностью превращается в мартенсит. После такой обработки требуется лишь однократный отпуск, который формирует красностойкость стали и снижает внутренние напряжения.

Все эти положения, известные сравнительно давно, были развиты и дополнены за последние годы в работах сотрудников МГТУ Станкин. Оказалось, что теплостойкость сталей зависит не только от количества дисперсионных фаз, но и от их химического состава и строения. В порядке увеличения сопротивляемости коагуляции эти фазы располагаются в следующем порядке: карбиды на основе Сr и Fе – М₂₃C₆ (М – атомы металла); на основе V – МС; на основе W, Мо – М₂C интерметаллиды – соединения на основе Fе, Со, W, Мо, не содержащие углерод – (Fе, Со)₇(W, Мо)₆. Так как в процессе коагуляции при нагреве до температур выше 550–570 °С дисперсные и метастабильные карбиды М₂₃C₆ и МС, приближаясь к термодинамическому равновесному состоянию, не изменяют ни своего состава, ни строения, а наиболее теплостойкие карбиды М₇C превращаются в стабильные карбиды М₂C на основе Fе, W и Мо, то выбор состава быстрорежущей стали с наибольшей теплостойкостью при наименьшей затрате легирующих компонентов оказалось возможным осуществлять по известным диаграммам равновесного состояния сплавов Fe–W–Mo–C. Это позволило впервые заменить эмпирический поиск оптимального состава теплостойких инструментальных сталей их выбором на основе диаграмм состояния.

Второе положение современной теории легирования теплостойких инструментальных сталей связано с тем, что во время работы в режущем клине инструмента развиваются процессы динамической рекристаллизации, которая, как известно, приводит к разупрочнению стали. Оказалось, что температура рекристаллизации тем выше, чем выше температура фазового превращения стали (критические точки  перехода). В этой связи была осознана одна из положительных ролей не образующего карбиды кобальта: его введение повышает температуры точек  перехода и сдвигает начало динамической рекристаллизации стали в режущем клине в область повышенных температур, то есть увеличенных скоростей резания.

Третье положение состоит в том, что в молибденовых быстрорежущих сталях карбиды молибдена растворяются в аустените при более низких температурах закалки, чем карбиды вольфрама. Кроме того, нерастворимый карбид (Мо, W)₂С при горячем пластическом деформировании слитков распадается с выделением мельчайших карбидов ванадия: (Мо,V)₂СFe₄Mo₂C + VС. Эту реакцию сильно стимулирует введение в сталь кремния. Понижение температуры закалки и присутствие в структуре мелких устойчивых карбидов VС обеспечивают получение мелкозернистой структуры железной основы стали.

Установленные факты позволяют выбирать составы молибденовых быстрорежущих сталей без нерастворимых молибденовых карбидов или же с наименьшим их количеством. Поэтому возможно заметно уменьшить содержание молибдена в стали, избегая при этом получения крупнозернистой структуры и понижения прочности и ударной вязкости инструмента. В результате почти весь молибден сталей 11М5ФС и 11М7ФС растворяется в аустените и полностью используется для упрочнения инструментов при отпуске.

При этом молибдена в аустените новых сталей оказывается выше, чем концентрация вольфрама и молибдена (в % ат.) стандартных сталей. В результате теплостойкость и прочность новых сталей выше теплостойкости и прочности стандартных сталей (табл. 25 и 26) при более низкой концентрации компонентов.

Вместе с тем, содержание ванадия в стали должно быть ограничено I,5–2%, так как в противном случае ухудшается шлифуемость инструментов: твердость карбида VС больше твердости оксида алюминия Аl₂O₃, зерна которого являются режущими элементами традиционных шлифовальных кругов.

На базе отмеченных положений в МГТУ Станкин созданы новые быстрорежущие стали на основе молибдена: обычной теплостойкости 11М5ФС и повышенной теплостойкости 11М7ФС и 11М7ФЮС. В их структуре практически отсутствуют (11М5ФС) или присутствуют в небольшом количестве нерастворимые карбиды на основе молибдена. Примерный состав и свойства этих сталей приведены в табл. 27.

Таблица 27

Химический состав и свойства новых быстрорежущих сталей

Марка стали	Средний химический состав, %							HRCЭ	Красно- стойкость, С	И, МПа
	C	W	Mo	V	Cr	Si	Al
11М5ФС	1	–	5,5	1,5	4	0,8	–	66	620	3400
11М7ФС	1	0,6	7,3	1,7	2	0,8	–	67	640	3100
11М7ФЮС	1	0,6	7,3	1,7	4	0,8	1	68	643	2800

Алюминий подобно кобальту не образует карбидов, растворяется в железной основе стали и повышает критические точки  перехода. Поэтому введение алюминия ( 1%) в сталь повышает ее красностойкость и особенно твердость при нагреве до 600–650 °С.

По-видимому процесс совершенствования свойств быстрорежущих сталей за счет изменения их химического состава практически исчерпан. Введение в сталь повышенных содержаний кобальта или добавки сильных карбидообразователей, таких как цирконий или гафний ведет к резкому повышению стоимости стали. Поэтому более прогрессивным является направление совершенствование технологий их производства.

Многими работами показано и производственным опытом доказано, что быстрорежущие стали, изготовленные методами порошковой металлургии, имеют более высокие свойства по сравнению с литыми сталями. Внедрение порошковых сталей в производство сдерживается их высокой стоимостью. Но следует считать, что эта причина временная. Развитие вакуумной техники, способов производства порошковых материалом и экономичных (малоотходных) технологий получения заготовок со временем выровняет их конкурентоспособность с литыми сталями при учете сравнительной их долговечности.

Рис. 114. Зависимость изменения относительного удлинения от температуры и скорости деформироваия

В ТулГУ выполнен ряд исследований в области производства заготовок инструментов, изготавливаемых из стали 10Р6М5–МП методами сверхпластичности [17]. На рис. 114 показаны результаты исследований. Максимальный эффект сверхпластичности проявляется при температуре 825…835 ºС, что на 3…5 ºС ниже критической точки фазового перехода  для исследуемой стали. В этом случае относительное удлинение составляет более 100%. Второй интервал сверхпластичности соответствует температуре начала рекристаллизации 760…780 ºС, где относительное удлинение достигает 90 %.

Исследования структуры стали 10Р6М5–МП после деформации в условиях сверхпластичности показали, что при таком методе деформирования уменьшается средний размер зерна и карбидных частиц, что, несомненно, ведет к повышению режущих свойств и долговечности инструмента.

Подобные исследования были проведены при других схемах деформировании: кручении, сжатии и экструзии. В этих случаях были так же получены подобные результаты.

Получение заготовок методами сверхпластической деформации открывает новые перспективы повышения свойств инструментов, экономии энергии и снижении расхода дорогостоящих сталей при изготовлении инструментов сложной конструкции.

Л 24. Штамповые стали.

Стали для холодного деформирования.

Стали для горячего деформирования.

Сталь У7 доэвтектоидная углеродистая. В закаленном состоянии имеет структуру мартенсита. Применяется для изготовления мелких неответственных штампов, клейм, ударного и режущего инструментов, работающих в холодном состоянии в основном при ручной обработке.

Стали У10 и У12 используют для изготовления как штампового, так и режущего инструмента, работающего при небольших скоростях резания, например, для метчиков и плашек диаметром до 10 мм для ручной работы. Стали обладают низкой теплостойкостью. Поэтому при обработке на станках требуют интенсивного охлаждения СОЖ.

Для повышения прокаливаемости и износостойкости в инструментальные стали добавляют легирующие элементы. Хром и марганец слабо влияют на повышение износостойкости, но совместно интенсивно повышают прокаливаемость. Вольфрам и ванадий, образуя мелкодисперсные карбиды повышают износостойкость и слабо влияют на прокаливаемость. Поэтому сочетание (Сr, Mn)

и (W, V) дают оптимальный комплекс свойств для инструментальных сталей, не требующих высокой теплостойкости. Кремний слабо влияет на твёрдость и износостойкость инструментальных сталей. Но он сдвигает интервал температур отпускной первого рода хрупкости в область бóльших значений и тем самым расширяет диапазон температур отпуска.

Таблица 25

Марки сталей и типовые режимы термической обработки

Марка стали	закалка		Критический диаметр		Отпуск
	Т, оС, среда	HRC	Вода	Масло	Т, оС	HRC
У7	800 – 820	60 –62	До 10	6	180 – 220	58 – 62
У10	780 – 800	62 – 64	До 12	6	180 – 220	60 – 63
У12	770 – 790	62 – 64	До 12	6	180 – 220	60 – 64
7ХФ	850 – 880, м	62 – 64	20 – 25	8 – 15	200 – 220	58 – 60
9ХФ	850 – 880, м 820 – 840, в	61 – 64 61 – 64	15 – 20	5 – 8	200 – 250	58 – 60 55 – 58
11ХФ	840 – 860, м 810 – 830, в	62 – 64 62 – 65	15 – 25	7 – 10	150 – 170	62 – 65 –
13Х	780 – 810,в	62 – 64	20 – 25	10 – 15	150 – 170	62 – 65
ХВ4	800 – 820, в	63 – 65	–	–	150 – 170	62 – 67
В2Ф	800 – 850, в	66 – 67	–	–	140 – 170	53 – 65
9Х	820 – 850, м	61 – 63	20 – 40	6 – 30	100 – 180	59 – 61
9ХС	840 _ 860, м	62 – 63	42 – 70	13 – 35	180 – 250	58 – 62
ХГС	820 – 860, м	62 – 64	72 – 100	46 – 67	150 – 160	61 – 63
ХВГ	830 – 850, м	62 – 64	–	–	150 – 200	62 – 63
9Х5ВФ	950 – 100, м	59	–	–	280 – 300	57 – 58

Недостатком углеродистых инструментальных сталей является их низкая прокаливаемость, что требует их охлаждения в воде при закалке. При таком охлаждении возникает опасность разрушения деталей и коробление.

Стали 7ХФ, 9ХФ, 11ХФ и 13Х применяются в основном, как режущие стали для лезвийного инструмента при обработке дерева (7ХФ), ножовочных полотен (11ХФ) и штампов холодного деформирования (9ХФ), например, для валков холодной прокатки диаметром до 300 мм. Ванадий, добавленный в сталь, обеспечивает мелкое зерно и, образуя карбиды ванадия, повышает износостойкость режущей кромки. Хром повышает прокаливаемость, что позволяет калить мелкий инструмент в масло с минимальным короблением. Но эти стали имеют низкую теплостойкость, которая определяется температурой отпуска.

Стали 9Х и 9ХС типичные штамповые стали для холодной деформации. Из них изготавливают валки холодной прокатки листа, штампы сложной конфигурации (например, штемпели для чеканки монет, значков и ювелирных изделий), а так же иногда применяют для изготовления легко нагруженного режущего инструмента: метчиков и резьбовых плашек, разверток, работающих по отожженному металлу, скарпелей и др. эти стали имеют удовлетворительную прокаливаемость при охлаждении в масле.

Стали ХГС и ХВГ – универсальные, которые применяют как для режущего, так и для штампового инструмента. Характерной их особенностью является повышенная износостойкость и высокая твердость. Прокаливаемость этих сталей составляет  70 мм. Они приобретают мартенситную структуру даже при охлаждении на воздухе. Это позволяет производить правку деталей в процессе ступенчатой закалки при окончательном охлаждении на воздухе. Поэтому их широко используют для изготовления длинномерного инструмента, например, протяжек.

Сталь ХГС дешевле, но применение ее ограничено ввиду плохой обрабатываемости шлифованием.

Сталь ХВ4 относится к группе ”алмазных“ сталей (типа В5), но с высокой прокаливаемостью, которую обеспечивает хром. Эти стали используют для изготовления зубил, скарпелей и долот, работающих по твердым горным породам.

Сталь марки 9Х5ВФ относится к сталям повышенной теплостойкости и применяется для изготовления штампов при интенсивной их работе.

Список инструментальных сталей широкого назначения не исчерпывается марками, представленными в табл. 25.