HomeЛегированная сталь › Высоколегированная быстрорежущая сталь

Высоколегированная быстрорежущая сталь

Высоколегированная быстрорежущая сталь. Быстрорежущая сталь получила свое название потому, что изготовленный из нее инструмент может применяться для работы с более-высокой скоростью резания, чем инструмент из простой углеродистой стали.

 

Существует значительное количество марок быстрорежущей стали; в их состав, кроме С и Fe, входят W, Сг, V, иногда Мо, Со и др. Основными легирующими элементами быстрорежущей стали являются Сг и W. Другие присутствующие элементы играют роль добавок, улучшающих свойства стали.

 

Широко применяемая в практике высококачественная быстрорежущая сталь, марки Р18, имеет следующий основной химический состав: 0,7-¦ 0,8% С; 3,8-4,6% Сг; 17,0-19,0% W; 1,0-1,4% V.

 

По структуре в , равновесном состоянии эта сталь относится к ледебуритному классу. Подобно белому доэвтектическому чугуну,, структура которого представляет аустенит (распавшийся) и ледебурит, литая быстрорежущая сталь также имеет ледебуритную эвтектику в сочетании с аустенитом или продуктами его распада.

 

Понятно, однако, что в состав ледебурита быстрорежущей сталш входит не простой цементит, а легированные карбиды; также и аустенит является легированным.

Отлитая в слитки быстрорежущая сталь подвергается обычно ковке на заготовки.

 

При этом ставится задача нё только придать стали форму в виде заготовок, но также преследуется цель раздробления ледебуритной эвтектики и более равномерного распределения карбидной составляющей в массе металла.

 

После обработки давлением быстрорежущая сталь с целью снижения твердости обычно подвергается отжигу. Чаще для этой цели применяется изотермический отжиг, состоящий в нагреве стали до 870-880°, последующем медленном охлаждении до 760° и выдержке при этой температуре до полного распада аустенита.

 

Отожженная быстрорежущая сталь имеет структуру из сорбитной основы в массе которой равномерно расположены мелкие округленные вторичные и несколько более крупные, входившие ранее в состав ледебурита, первичные карбиды

 

Содержащиеся в стали легирующие элементы распределяют между отдельными фазами примерно следующим образом; около половины хрома растворяется в о-железе (феррите), образующем с эвтектоидными карбидами сорбитную основу. Остальное количество Сг и другие карбидообразующие элементы W и V присутствуют в стали в виде разных карбидов, суммарное количество которых достигает 30-35% веса всего сплава.

 

Из отожженной быстрорежущей стали изготовляется инструмент, который затем поступает на термическую обработку. Термическая обработка инструмента состоит из закалки с температурой нагрева порядка 1260-1300° и последующего отпуска при 550-600°. Очень высокая температура нагрева при закалке быстрорежущей стали нужна для того, чтобы перевести в твердый раствор (легированный аустенит) возможно большее количество труднорастворимых при нагревании легированных карбидов.

 

Если закалка быстрорежущей стали будет производиться от более низких температур и, следовательно, карбиды не будут в значительной мере переведены в твердый раствор, то полученный после закалки мартенсит будет иметь недостаточную насыщенность легирующими элементами. По своим свойствам этот мартенсит не будет существенно отличаться от мартенсита низколегированной стали, который, как известно, не обладает достаточной красностойкостью.

 

С первого взгляда можно предположить, что применение столь высоких температур — нагрева, при закалке быстрорежущей стали должно было бы вызвать значительный перегрев стали и привести ее в совершенно хрупкое состояние. Однако в действительности этого не наблюдается ввиду того, что присутствующие в большом количестве в аустените труднорастворимые карбиды препятствуют росту аустенитного зерна.

 

Кроме того, выдержка при температуре нагрева под закалку обычно бывает непродолжительной. В качестве охлаждающей среды при закалке быстрорежущей стали обычно применяется масло. Однако быстрорежущая сталь, обладая малой критической скоростью закалки, может закаливаться не только в масле,но даже и на воздухе. Впрочем, как показывает опыт, инструмент, закаленный в масле, имеет несколько лучшие показатели стойкости при работе, чем инструмент, закаленный на воздухе.

 

Микроструктура закаленной быстрорежущей стали состоит из основной массы мартенсита и остаточного аустенита (около 30%), с большим числом рассеянных в основной массе, первичных (ледебу-ритного происхождения) карбидных зернышек. Твердость закаленной быстрорежущей стали велика и достигает 60-62 Rc. Однако, несмотря на высокую твердость, инструмент из закаленной, но неотпущенной быстрорежущей стали, обладает сравнительно низкой красностойкостью и уже при разогреве до 300-400° быстро затупляется или, как говорят в практике, садится.

 

Полагают, что понижение твердости в этом интервале температур отпуска связано со снятием возникающих при закалке внутрикристаллических напряжений. Однако прямые доказательства этого отсутствуют, и вопрос о природе процесса остается открытым. Тем не менее, факт .понижения твердости при нагреве закаленной быстрорежущей стали до температур 300-400° легко объясняет причину быстрого затупления закаленного, но не-отпущенного инструмента из быстрорежущей стали при его работе в случае разогрева до 300-400°.

 

Вместе с тем видно, что быстрорежущая сталь после отпуска при 550° приобретает более высокую, так называемую вторичную, твердость. Ранее полагали, что вторичная твердость вызвана превращением остаточного аустенита в мартенсит в процессе выдержки при отпуске стали.

 

В настоящее время установлено,что при нагреве в процессе отпуска при 550-600° наблюдается лишь выделение из аустенита дисперсных легированных карбидов, в результате чего степень легирования аустенита понижается, он становится менее устойчивым и при охлаждении до температуры мартенситного превращения и ниже переходит в мартенсит. Выделение из аустенита дисперсных карбидов приводит к повышению температуры Мартенситной точки.

 

Следовательно, переход остаточного аустенита в мартенсит протекает не при отпуске, как ранее полагали, а при охлаждении после отпуска. Роль отпуска заключается лишь в предварительной подготовке аустенита к превращению за счет уменьшения степени легирования. Однако остаточный аустенит в быстрорежущей стали обладает большой устойчивое! и для его почти полного превращения требуется несколько циклов высокого отпуска при 550-600° с последующим охлаждением после каждого из них.

 

Этим объясняется, что в практике термической обработки быстрорежущей стали ее обычно подвергают после закалки двух- или трехкратному отпуску при 560-570°.

Таким образом, возникновение вторичной твердости после отпуска быстрорежущей стали при 560° является результатом двух факторов — выделения из остаточного аустенита дисперсных карбидов и последующего превращения обедненного легирующими элементами остаточного аустенита в мартенсит. Последнее и представляет вторичную закалку стали.

 

Советскими учеными (С. С. Штейнберг, Н. А. Минкевич, А. П. Гуляев) впервые была предложена обработка быстрорежущей стали холодом путем охлаждения закаленной стали до весьма низких температур (ниже мартенситной точки этой стали) порядка от -80 до -100° С (см. § 120). В результате этой обработки достигается более полное превращение остаточного аустенита, и твердость быстрорежущей стали соответственно несколько повышается.

После закалки и двух- или трехкратного отпуска при 560-570° быстрорежущая сталь приобретает высокую твердость 62-65 Rc> большую износоустойчивость, связанную со значительным содержанием в стали твердых легированных карбидов, и способность сохранять твердость при нагревании до температуры ее предшествующего отпуска, т. е. до 570° и даже более — до 600°.

 

Микроструктура термически обработанной стали (фиг. 200) представляет чрезвычайно мелкоигольчатый («бесструктурный») мартенсит, в массе которого расположено-значительное количество карбидов (в основном первичных) вольфрама и ванадия.

 

Комплекс свойств быстрорежущей стали — высокая красностойкость, твердость и сопротивление износу- создают ее высокие режущие свойства. Если принять при обработке стали допускаемую скорость резания инструмента из углеродистой стали за единицу, то допускаемая скорость резания инструмента из быстрорежущей стали будет в 3-4 раза выше.

Следует заметить, что термическая обработка быстрорежущей стали должна производиться со значительными предосторожностями. Быстрорежущая сталь весьма мало теплопроводна.

 

Поэтому, во избежание возникновения трещин, нагревание для закалки должно осуществляться (по крайней мере, до температур 750-850°) медленно. В практике термической обработки обычно производится ступенчатый нагрев быстрорежущей стали. Первоначально быстрорежущую сталь медленно подогревают до 750-850°, затем переносят в другую печь, где и осуществляется нагрев до закалочных температур.

 

Весьма часто второй нагрев ведется в соляных ваннах, применение которых позволяете большой точностью выдержать заданный температурный режим, а также избегать опасного для всех видов инструментальной стали обезуглероживания стали с поверхности.

 

Для повышения твердости режущей кромки инструмента и уничтожения обезуглероживания слоя иногда термически обработанный инструмент из быстрорежущей стали подвергают низкотемпературному цианированию.

 

Наряду с высоколегированной вольфрамом быстрорежущей сталью типа рассмотренной выше марки Р18, в практике широко используются марки быстрорежущей стали менее легированные вольфрамом.

 

В отечественной промышленности распространение получила предложенная М. В. Приданцевым малолегированная марка быстрорежущей стали Р9 состава: С = 0,85-0,95%; Сг = 3,8-4,4%; W= 8,5-10,0%; V= 2,0-2,6%. Эта сталь имеет почти одинаковые режущие свойства с нормальной быстрорежущей сталью Р18, если твердость обрабатываемого материала не превышает 250-280 единиц по Бринелю.

 

Однако в случае обработки более твердого металла сталь Р9 несколько уступает Р18.

Article Global Facebook Twitter Myspace Friendfeed Technorati del.icio.us Digg Google StumbleUpon Eli Pets

Comments are closed.