Содержание к диссертации
Введение
1.Состояние вопроса (литературный обзор) 8
1.1. Классификация инструментальных и износостойких сплавов 8
1.2. Быстрорежущие стали 16
1.3. Штамповые стали 23
1.4. Твердые сплавы на основе железа 26
1.5. Сплавы для литого инструмента 34
1.6. Требования к составу, структуре и свойствам литых инструментальных и износостойких сплавов 36
1.7. Краткие выводы и задачи исследования 39
2. Теоретическая оценка рациональных составов литых твердых сплавов 42
2.1. Выбор высокотвердых фаз 42
2.2. Обоснование рационального сочетания фаз в структуре литых твердых сплавов на основе железа 44
2.3. Анализ системы Fe-C-Cr-V и оценка состава комплексных сплавов 48
2.4. Оценка рационального химического состава сплавов для литого металлорежущего инструмента 51
2.5. Методика корректировки результатов фазового анализа 53
2.6. Краткие выводы по главе 54
3. Методика экспериментальных исследований 55
3.1. Объем и характер работ 5 5
3.2. Методика проведения плавки, применяемые материалы, изготовление образцов 55
3.3. Термическая обработка и определение теплостойкости сплавов 59
3.4. Химический и карбидный анализ 60
3.5. Рентгеноструктурный анализ 62
3.6. Методика определения остаточного аустенита 63
3.7. Металлографический и рентгеноспектральный анализ 64
3.8. Механические испытания 65
3.9. Виброакустический метод оценки твердости литых твердых сплавов 66
3.10. Исследование износостойкости 67
4. Экспериментальное исследование структуры и свойств литых твердых и инструментальных сплавов и возможностей их практического использования 69
4.1.1. Особенности фазового состава и структуры сплавов для литого инструмента 69
4.1.2. Влияние термической обработки на твердость инструментальных сплавов 85
4.1.3. Особенности свойств литых инструментальных сплавов 86
4.1.4. Свойства литого металлорежущего инструмента 88
4.2. Исследование литых твердых сплавов, предназначаемых для работы в условиях абразивного изнашивания 91
4.3. Разработка и исследование литых твердых сплавов для работы в условиях абразивного износа и термоциклирования 100
4.3.1. Оценка твердости литого твердого сплава виброакустическим методом 105
4.4. Особенности технологии получения литых изделий из новых сплавов и их применение 108
4.5. Основные выводы по главе 116
Основные результаты и выводы 120
Литература 123
Приложения 132
- Требования к составу, структуре и свойствам литых инструментальных и износостойких сплавов
- Оценка рационального химического состава сплавов для литого металлорежущего инструмента
- Методика проведения плавки, применяемые материалы, изготовление образцов
- Влияние термической обработки на твердость инструментальных сплавов
Введение к работе
Актуальность проблемы. В настоящее время одной из проблем машиностроения является высокая стоимость инструментальных материалов, а также большая трудоемкость и организационные сложности в изготовлении инструмента, особенно нестандартного, и износостойких деталей. Обычно каждый завод имеет собственное инструментальное производство, плохо обеспеченное необходимыми материалами. В значительной мере данная проблема может быть решена путем организации специализированного производства литых изделий из легированных белых чугунов, разработанных в последнее время и обеспечивающих высокую технологичность и экономичность процессов изготовления изделий и их высокую работоспособность.
Для организации специализированного производства литых износостойких деталей и инструмента было необходимо проведение дополнительных научных исследований по доработке составов сплавов, разработке наиболее эффективных способов и технологических процессов их получения и использования, проведение лабораторных и производственных испытаний изделий.
Основой для разработки литых твердых сплавов с необходимыми свойствами могут служить новые комплексно-легированные белые чугуны, обладающие высокой твердостью, износостойкостью и повышенными прочностными свойствами [1,2], по существу являющиеся литыми твердыми сплавами. При дополнительном повышении их специальных свойств (термостойкости, теплостойкости, абразивной износостойкости) и технологичности могут быть существенно расширены возможности их использования.
Цель работы. Повышение износостойкости и долговечности изнаши-ваемых литых деталей и инструмента за счет использования новых легированных Fe-C-сплавов с композиционным упрочнением и регулируемыми свойствами.
Задачи исследования:
- определение рационального фазового состава и структуры сплавов;
- оценка условий структурообразования, обеспечивающих композиционное упрочнение;
- корректировка химического состава сплавов для обеспечения регулируемой прокаливаемости и теплостойкости сплавов;
- исследование структуры, механических свойств и износостойкости сплавов;
- расширение номенклатуры изделий с использованием новых сплавов;
- разработка технологических процессов получения сплавов и изготовления из них изделий с регулируемыми свойствами.
Автор защищает:
- методику и результаты теоретической оценки рациональных химических и фазовых составов сплавов;
- методику и результаты фазового анализа сплавов;
- режим термической обработки литых инструментальных сплавов, способы и режимы смягчающей и упрочняющей обработки литых твердых сплавов;
- обнаруженный эффект вторичного твердения в литых твердых сплавах и способ повышения их теплостойкости;
- результаты исследования структуры, механических и эксплуатационных свойств сплавов;
- результаты проверки возможности использования способа для виброакустического контроля твердости сплавов в различных состояниях;
- разработанные составы сплавов и технологические процессы их выплавки и получения из них изделий;
- результаты испытаний деталей и инструмента и использования новых сплавов и технологических процессов в производстве.
Научная новизна работы состоит в получении ряда новых теоретических, экспериментальных и практических результатов в области создания и использования сплавов с заранее заданными свойствами:
- разработана и использована расчетная методика рационального фазового и химического составов сплавов, основанная на использовании в качестве исходных данных результатов фазового анализа нескольких сплавов и фрагментов диаграммы состояния системы Fe-C-Cr-V;
- установлено влияние комплексного легирования на структуру и свойства белых чугунов с разным содержанием углерода;
- установлено сильное и неоднозначное влияние марганца на твердость, износостойкость, прокаливаемость и теплостойкость литых твердых сплавов;
- разработаны способы смягчающей и упрочняющей обработки литых твердых сплавов и обнаружен эффект их вторичного твердения;
- установлены фазовые превращения, протекающие при закалке и отпуске литых инструментальных сплавов;
- проведена оценка возможности использования способа виброакустического контроля твердости литых твердых сплавов;
- разработаны составы литых твердых сплавов, обладающих повышенной износостойкостью и теплостойкостью;
- установлена целесообразность использования литых твердых сплавов взамен высоко - и комплексно-легированных сталей, применяемых в прокатном производстве.
Практическая значимость и реализация результатов:
- разработаны конкретные составы литых сплавов трех видов: инструментальных, износостойких при абразивном изнашивании, износостойких с повышенной теплостойкостью;
- разработаны технологические процессы получения сплавов и их использования в изделиях;
- разработанные сплавы и технологические процессы использованы в производстве литого металлорежущего инструмента (резцы, фрезы, сверла), разделительных роликов для прокатных станов, износостойких деталей (лемеха плугов, накладки на лемеха, коронки зубьев ковшей экскаваторов, режущие элементы буровых установок).
Апробация работы. Материалы диссертации доложены и обсуждены на региональных научно-технических конференциях «Вклад ученых и специалистов в национальную экономику» (Брянск, 2000, 2001, 2002), на 4-ой международной научно-технической конференции «Качество машин» (Брянск, 2001), на международной научно-технической конференции (Брянск, 2002).
Публикации. По теме диссертации опубликованы 8 работ и подана заявка на изобретение.
Структура и объём диссертации. Диссертация состоит из введения, четырёх глав, общих выводов, списка использованной литературы из 112 наименований и приложения; она содержит 132 страницы текста, 43 рисунка и 37 таблиц.
Требования к составу, структуре и свойствам литых инструментальных и износостойких сплавов
Из вышеизложенного ясно, что для изготовления литого инструмента и износостойких деталей нужны специальные сплавы, лишенные описанных выше недостатков быстрорежущих сталей, но по эксплуатационным характеристикам не уступающие последним, а по износостойкости превосходящие их. Поскольку высокие технологические Свойства литейных сплавов обеспечиваются химическим составом, близким к эвтектическому, то такие сплавы по структуре должны представлять собой легированные белые чугуны. Эвтектика в таких чугунах не должна быть ледебуритоподобной, так как ледебурит отличается большой хрупкостью из-за неблагоприятного расположения составляющих его фаз, противоречащего правилу Шарли [72]. Полное соответствие структуры правилу Шарли обеспечивается в белых чугунах достаточно легированных ванадием [73]. Преимущество структуры этих чугунов состоит и в том, что армирующей фазой эвтектических колоний является высокотвердый карбид ванадия. Соблюдение такой структуры в инструментальном сплаве должно обеспечивать большую жесткость эвтектических колоний, высокую прочность и износостойкость при сравнительно низком коэффициенте трения срезаемой стружки по рабочим граням инструмента. Последнее должно обеспечить более низкую температуру нагревания инструмента в процессе работы, что, в свою очередь, должно проявиться в повышении работоспособности инструмента при одинаковом уровне теплостойкости по сравнению с быстрорежущей сталью.
Вторым требованием к структуре литого сплава является обеспечение высокой твердости матричной составляющей эвтектических колоний, сохраняющейся при повышенных температурах, которые развиваются в процессе работы, т.е. обеспечение достаточно высокой теплостойкости. В связи с этим матричная составляющая сплава должна упрочняться по обычным механизмам, характерным для быстрорежущих сталей (мартенситному и дисперсионному), с проявлением эффекта вторичного твердения. С этой целью необходимо обеспечивать высокое легирование аустенита, повышающее как его кинетическую устойчивость, так и устойчивость мартенсита. В обычных быстрорежущих сталях это достигается за счет вольфрама (или его заменителя - молибдена). Однако, подобный эффект может быть обеспечен комплексом элементов. Элементы этого комплекса должны, во-первых, достаточно хорошо растворяться в аустените, высоко легируя его. Во-вторых, легированный аустенит должен обладать склонностью к значительному переохлаждению, что обеспечивает высокую прокаливаемость инструмента. В-третьих, образующийся при закалке мартенсит должен быть достаточно теплостойким, т.е. частицы карбидных фаз, выделяющиеся из мартенсита При его нагревании, должны отличаться малой склонностью к коагуляции. В четвертых, остаточный аустенит и мартенсит должны подвергаться значительному дисперсионному упрочнению.
Высокое легирование аустенита может быть обеспечено за счет комплекса Cr+V+Si [74]. Ванадий связывает в прочные карбиды типа МС почти весь избыток углерода по сравнению с его растворимостью в аустените. Поэтому хром (всего лишь до 7-8% растворяющийся в карбидах МС) и кремний (практически не растворяющийся в карбидах МС) вынуждены распределяться в аустените [75]. При этом хром сильно снижает термодинамическую активность углерода в аустените и способствует растворению в нем значительного количества ванадия. Аустенит, высоколегированный хромом и кремнием, отличается высокой кинетической устойчивостью, что обеспечивает повышенную прокаливаемость сплава. В случае, когда требуется особенно высокая прокаливаемость (например, при изготовлении массивного инструмента), в сплав можно дополнительно вводить молибден (до 3%) или марганец (до 1,5%). Более высокое содержание молибдена резко увеличивает стоимость сплава. Завышенное количество марганца (более 1,5%) приводит к сильной термодинамической стабилизации аустенита и увеличивает количество остаточного аустенита.
Легирующий комплекс Cr+V+Si обеспечивает также значительный эффект дисперсионного упрочнения. Резко инициирует этот процесс кремний, сильно повышающий термодинамическую активность углерода в аустените и мартенсите. Образующиеся дисперсные частицы карбидов обладают малой склонностью к коагуляции, поскольку этот процесс требует значительного диффузионного перемещения атомов легирующих элементов. Вместе с тем карбидное старение остаточного аустенита приводит к уменьшению в нем содержаний углерода и легирующих элементов, способствуя его мартенситному превращению. Оба эти процесса (дисперсионное упрочнение и мартенситное превращение остаточного аустенита) обеспечивают сильный эффект вторичного твердения. В БГИТА разработан инструментальный сплав, легированный комплексом V+Cr+Si+Mo [76]. В структуре этого сплава, кроме двойной эвтектики A+VC, образуется тройная пластинчатая эвтектика А+УС+Ме7Сз, которая располагается по границам двойной эвтектики, значительно снижая прочностью стойкость инструмента. Тройная эвтектика является метастабильной и частично растворяется в процессе отжига и нагрева под закалку. Поэтому такие сплавы нужно подвергать термообработке. Инструментальный сплав содержит: Si, Мп, Сг, V, Мо.
Равномерное расположение эвтектических и дисперсных карбидов в структуре указанного сплава позволяет применять этот способ для литого инструмента.
В отожженном состоянии разработанный инструментальный сплав обладает хорошей обрабатываемостью (HRC 28-32), что позволяет изготавливать сложный инструмент и другие применением большого объема механической обработки. Однако при этом необходимо принимать дополнительные меры для получения однородности строения сплава по сечению. При небольших припусках на механическую обработку сохраняется наружный слой литого металла, имеющий боле дисперсное строение эвтектики по сравнению с внутренними слоями толстостенной отливки. Поэтому для производства литого инструмента необходимо применять технологию специальных методов литья: оболочковые формы, кокильное литье и т.д. Размеры заготовки инструмента должны быть максимально приближены к размерам инструмента, а припуски необходимо оставлять только под шлифовку и заточку инструмента. Для получения равномерного строения эвтектических колоний по сечению, сплав можно подвергать модифицированию, применять холодильники.
Оценка рационального химического состава сплавов для литого металлорежущего инструмента
Химический состав сплава должен обеспечивать три основных эффекта: 1) композиционное упрочнение; 2) мартенситное превращение аустенита; 3) карбидное старение мартенсита и остаточного аустенита при малой склонности карбидов к коагуляции.
Первый эффект обеспечивается достаточным содержанием ванадия, скоррелированным с химическим составом сплава по углероду и другим элементам. Зависимость установлена путем термодинамического анализа многокомпонентной системы [84]: V 4,5-0,12 Сг- 0,4 (Si+Al) С- (5,3-0,82Cr),% , (2.6) где содержания всех элементов приводятся в мас.%.
Второй механизм упрочнения (мартенситный) требует ограничения содержания элементов-ферритизаторов, т.к. при слишком большом их содержании сплав может оказаться незакаливающимся из-за кристаллизации значительного количества устойчивого -феррита. Необходимость же использования этих элементов объясняется тем, что именно они (хром, кремний, алюминий, вольфрам, молибден, ванадий) оказывают основной легирующий эффект. Поэтому суммарное содержание этих элементов должно быть ограничено как по нижнему, так и по верхнему пределу: п Л Сг + V + Si + Al + Mo п 7ч 9,0 10,5, (2.7)
Зависимостью (2.7) содержание элементов-ферритизаторов увязывается с содержанием углерода, как основного элемента - аустенитизатора.
Для интенсивного протекания третьего процесса (карбидного старения) необходимо не только достаточное содержание в матрице сильных карбидообразующих элементов (ванадия, хрома), но и элементов, повышающих термодинамическую активность углерода (кремния и алюминия). Суммарное содержание последних должно быть ограничено как по нижнему пределу (для ускорения процесса старения), так и по верхнему пределу (из-за охрупчивающего действия этих элементов) [84]: Si+Al=1,6-2,8, (2.8)
Алюминий в составе сплава обеспечивает три эффекта [85]: 1) совместно с кремнием усиливает вторичное твердение и ускоряет распад остаточного аустенита при отпуске закаленного сплава; 2) улучшает шлифуемость сплава, 3) повышает температуру начала мартенситного превращения при охлаждении сплава и тем самым увеличивает степень мартенситного превращения, т.е. может служить заменителем кобальта, часто вводимого в быстрорежущие и сверхбыстрорежущие стали [85]. Однако слишком большое содержание алюминия (свыше 0,5%) резко ухудшает литейные свойства сплава, поэтому целесообразно ограничивать его содержание 0,5%.
Положительное влияние на структуру и свойства инструментальных сталей оказывают редкоземельные элементы (РЗЭ) [86, 87]. Они обеспечивают образование большого количества дисперсных карбидов в жидком сплаве еще до начала его кристаллизации (при 1400-1500С). Эти карбиды в дальнейшем играют роль центров кристаллизации основных карбидов (карбидов ванадия). Поэтому редкоземельные элементы обеспечивают сильный модифицирующий эффект и заметно измельчают структуру литого сплава. Для этой цели достаточны небольшие количества РЗЭ, соответствующие их остаточному содержанию в сплаве в количестве 0,02-0,15% [86, 87].
Количественные соотношения, полученные двумя разными методами (рентгеноструктурным и дифференциальным карбидным анализом) несколько различались. Поэтому была проведена корректировка всех результатов фазового анализа путем составления материального баланса по всем фазам и основным химическим элементам и решения систем полученных уравнений. Расчетные схемы приведены на рис.2.2. Они представляют собой схематичные изображения соответствующих квазиконод и квазиконодных треугольников на изотермических разрезах диаграммы состояния многокомпонентной системы Fe-C-V-Cr в координатах "содержание углерода - содержание ванадия" и "содержание углерода - содержание хрома".
На этих схемах приняты следующие обозначения: а - матричная составляющая; к - смесь карбидов (карбидная составляющая в сплаве); к\ -карбид М7С3; к2 - карбид МС; т - фигуративная точка сплава; Сспл, Vcnjl и Сгспл. - содержания соответствующих элементов в сплаве. С учетом этих обозначений уравнения материального баланса можно представить в следующем виде: эстлоо = эава + эк-вк, (2.9) эклоо = эК1-вК1 + эК2-вкг. (2.10) Здесь Э - содержание соответствующего элемента (углерода, ванадия или хрома), В - количество рассматриваемой фазы в структуре сплава. 2.6. Краткие выводы 1. Необходимые свойства литых твердых сплавов могут быть обеспечены за счет сочетания в их структуре высокотвердых карбидных фаз (МС, М7Сз) и мартенситно-аустенитной матрицы. Желательно, чтобы указанные фазы в микроструктуре сплавов сочетались в виде эвтектик с композиционным построением. 2. Заэвтектические высокохромистые белые чугуны имеют высокую твердость, но из-за грубой микроструктуры отличаются низкими прочностными свойствами и ударной вязкостью. Для повышения механических свойств таких сплавов необходимо предпринимать дополнительные технологические меры по измельчению структуры. 3. Необходимая морфология структуры эвтектик и высокая твердость сплавов могут быть обеспечены за счет легирования железоуглеродистых сплавов ванадием и хромом. Легирование белого чугуна ванадием в сочетании с хромом позволяет при более экономном легировании (по сравнению с ванадиевыми чугунами) получать износостойкую структуру за счет образования большого количества специальных карбидов.
Методика проведения плавки, применяемые материалы, изготовление образцов
Эксперименты проведены как в лабораторных, так и в производственных условиях. Лабораторные плавки сплава проводились в индукционной тигельной печи ИСТ - 0.06 с основной хромомагнезитовой футеровкой. В качестве шихтовых материалов использовали передельный чугун, электродный бой, ферросплавы - феррохром (ФХ010), ферромарганец (ФМн1,5), феррованадий (Вд1), ферросилиций (ФС45), ферромолибден (ФМ1), отходы алюминия. Алюминий использовался частично и в составе модифицирующей смеси совместно с добавкой РЗМ в виде сплава ФЦМ-5 и силикобария. Модифицирование проводили в разливочном ковше емкостью 50 кг при температуре жидкого сплава 1520-1550С. Стальной лом представлял собой отходы стальных труб диаметром 30-100 мм, прутков диаметром 10-30 мм, отходы листовой стали 5=1-5 мм, сталь угловую № 2, 5-10.
Загрузка шихты проводилась в следующем порядке. На дно печи укладывали мелкий стальной лом в виде кусков 50-60 мм. Ферросплавы загружали после расплавления шихты. Разливочный ковш перед разливкой подогревали газовой горелкой до температуры 450-500С.
Производственные плавки проводили на участке точного литья металлургического предприятия "АРЕС" объединения "СММ-Холдинг" (г. Брянск). Чугун плавили в индукционных печах ИСТ-0.26 в тиглях с кислой футеровкой на шихте, состоящей из передельного чугуна, стального лома и ферросплавов. Модифицирование чугуна проводили в разливочных ковшах емкостью 200 кг.
При расчете шихты учитывался угар элементов при плавке сплава, который во многом зависит от состава шихты, режимов плавки, очередности ввода ферросплавов, размеров кусков и т.д. В табл. 3.1 приведен угар основных и легирующих элементов при плавке сплава в индукционной печи на основании данных [89].
Угар элементов, % 10 10-15 15-20 10 15-25 До 50 до 8 30-50 Ферросплавы вводили в тигель печи после полного расплавления стального лома. Это обеспечило минимальный угар легирующих элементов, который при плавке на хромомагнезитовой футеровке составил: по кремнию 10-15 %, по хрому до 5 %, по марганцу и ванадию до 20 %.
Температуру сплава в печи и ковше контролировали с помощью платино-платинородиевой термопары погружения. Для обеспечения хорошей заполняемости форм и получения по возможности мелкозернистой структуры в сплаве, сплав перегревали в печи до 1520-1550С.
Рекомендуемая температура заливки для сплавов, содержащих 1,5-2,2%С (инструментальные сплавы), составляет 1400-1450С.
Заливку сплава проводили в сухие песчано-глинистые формы с подводом металла снизу. Для обеспечения питания отливок в процессе усадки предусмотрена установка прибылей или усадочных питателей. Отливались стандартные пятикратные образцы диаметром 10мм для испытаний на растяжение и заготовки сечением 12x12, 22x12, 18x18 мм, длиной 125 мм. Из заготовок сечением 12x12 с помощью шлифования получали стандартные образцы 10x10x55 мм для испытаний на ударный изгиб. Из этих же заготовок вырезались образцы для испытаний на износ. Механическая обработка заготовок из инструментальных сплавов проводилась после их отжига на твердость HRC 30. Последние два вида заготовок обрабатывались строганием до формы цельных проходных прямых правых резцов размером 20x12x120 мм и 16x16x80 мм, а головки резцов фрезеровались до заданной геометрии.
Качество литого инструмента в значительной мере зависит от качества формовочных материалов. Для изготовления форм (для сверл) использовались смеси следующих составов: 1) кварцевый песок 1К025(1К016) -100%, жидкое стекло - 7%; 2) кварцевый песок 1К025(1К016) - 100%, ШОС - 3%, жидкое стекло - 6%. Второй состав отличается лучшей податливостью и выбиваемостью. Порядок приготовления смесей: в бегуны загружаются песок и ШОС и перемешиваются в течение 2-3 минут, затем добавляется жидкое стекло. Время перемешивания после введения жидкого стекла составляет 2 минуты.
Сухие песчано-глинистые формы изготавливались из смеси следующего состава: кварцевый песок 1К025 (IK016) - 94%, глина - 6%, влажность смеси -4,2%о. Формы, изготовленные из этих смесей, подвергались поверхностной сушке.
В связи с затрудненной обрабатываемостью резанием литых твердых сплавов образцы для их исследований и испытаний изготавливались по другой методике. Использовались образцы, отливаемые по 8 штук в сухие песчано-глинистые формы и показанные нарис. 3.1.
Образцы на растяжение обрабатывались резцами из синтетического сверхтвердого материала ЭЛЬБОР-Р со скоростью резания при чистовой обработке 80-120 м/мин и глубине резания 0,12-0,06 мм. Образцы на ударную вязкость обрабатывались на плоскошлифовальном станке.
Отрезка литников и прибылей осуществлялась вулканитовым кругом на установке маятникового типа. В процессе резки образцы охлаждались, чтобы исключить значительный нагрев и связанные с ним структурные изменения. 3.3. Термическая обработка и определение теплостойкости сплавов
Исследование влияния термической обработки на твердость комплексно легированных белых чугунов проводили как с целью оценки возможности максимального повышения ее и соответствующего повышения износостойкости, так и с целью выявления возможности максимального снижения твердости и улучшения обрабатываемости чугунов резанием. Для решения первой задачи использовали воздушную закалку образцов по режиму: нагрев до 980С, выдержка 20 минут и охлаждение на спокойном воздухе. Для снижения твердости сплавов использовали отжиг при 950С с выдержкой 2 часа. Однако в процессе исследований было установлено, что при таком отжиге твердость чугунов снижается недостаточно, поэтому был использован также изотермический отжиг по следующему режиму: нагрев до 850С, выдержка 30 минут, охлаждение с печью до 690С, выдержка 2 часа, охлаждение на спокойном воздухе до комнатной температуры. Влияние термической обработки на структуру и свойства чугуна изучали на пластинах сечением 12x12 мм.
Влияние термической обработки на структуру и механические свойства сплавов предназначенных для изготовления литого инструмента изучали на литых образцах размером 20x20x80 мм. Закалку проводили в минеральном масле, варьируя температуру нагрева (1150, 1180, 1200, 1220С). Закаленные образцы подвергали отпуску на вторичную твердость. Длительность выдержки при отпуске приняли постоянной и равной 45 мин., но варьировали кратность отпуска (от однократного до трехкратного) и температуру (от 460 до 620С через 20С). Эффективность термической обработки оценивали по твердости закаленных и отпущенных образцов.
Теплостойкость инструментального сплава определялась как температура дополнительной обработки, при которой твердость оказалась равной HRC 56 [90, 91]. Для этой цели образцы из инструментального сплава, закаленные по нормальному режиму, дополнительно нагревали 4 часа при 450, 500, 520, 550, 580 С. Теплостойкость твердого сплава определялась как температура дополнительной обработки, при которой твердость оказалась равной HRC 59. Для этой цели образцы из инструментального сплава, закаленные по нормальному режиму, дополнительно нагревали 4 часа при 200, 300, 400, 500, 600, 700 С.
Влияние термической обработки на твердость инструментальных сплавов
Оценку оптимальной температуры нагрева под закалку проводили на образцах из сплава типового состава (сплав 3 в табл. 4.1.1) размером 20x20x80 мм после их трехкратного отпуска при 520С и 560С. Результаты испытаний приведены на рис. 4.1.10. В закаленном состоянии образцы имели твердость 52-61 HRC в зависимости от температуры закалки. Чем выше температура закалки, тем ниже твердость образцов. Сравнительно невысокая твердость (меньше 60 HRC) при высоких температурах закалки (1180-1220С) объясняется наличием в структуре закаленного сплава большого количества остаточного аустенита. Наиболее высокие значения твердости в отпущенных образцах обеспечивает температура закалки 1190-1210С, поэтому для проведения дальнейших исследований была принята температура закалки 1200С.
Литой инструмент из разработанных сплавов испытывался в сопоставлении с инструментом из стандартных быстрорежущих сталей. В табл. 4.1.11 приведены результаты испытаний литых проходных резцов из литых сплавов и сталей Р6М5 и Р18.
Литые нетермообработанные резцы обладают удовлетворительной шлифуемостью типовыми абразивными кругами на режимах заточки, характерных для стали Р6М5. На каждом из испытанных режимов литой образец работал в течение 20 минут без признаков затупления, выкрашивания или появления цветов побежалости на лезвии инструмента. После работы на одном из режимов резец испытывался на режиме с более высокой скоростью резания. Аналогичные резцы из быстрорежущей стали Р6М5 (термообработанные на HRC3 63-64) затупились после работы в течение 18 минут при скорости резания 40 м/мин.
Испытания проводились на фрезерном станке с ЧПУ модели 6Р13/3 при обработке стали 45 с охлаждением водным раствором эмульсола. На рис. 4.1.15 приведены результаты испытаний в сопоставлении с экспериментальными данными по фрезам из стали Р6М5, полученными в аналогичных условиях. Линии на рисунке 4.1.15 представляют собой результат математической обработки экспериментальных данных испытаний на следующих режимах: глубина резания 4-5 мм, подача 0,24 мм/об, скорость резания 20-50 м/мин. Видно, что при расчетной стойкости инструмента Т = 60 мин. допустимая скорость резания для нового сплава выше (35 м/мин), чем для бысторежущей стали Р6М5 (28-29 м/мин), что может обеспечить заметное повышение производительности станков.
Приведенные данные показывают, что литой инструмент из литых безвольфрамовых сплавов может служить полноценным заменителем инструмента из стандартных быстрорежущих сталей. Особенно эффективно использование литых сплавов для изготовления многолезвийного инструмента (фрез и сверл), а также для изготовления фасонных резцов (для станков-автоматов) и резцов для чистовой обработки деталей (в случае невозможности применения твердых сплавов).
Исследованы литые твердые сплавы (комплексно-легированные белые чугуны с содержанием в структуре большого количества специальных карбидов). Определены химические составы сплавов, обеспечивающие возможность регулирования их твердости с помощью термической обработки (от максимально достижимой до обеспечивающей возможность механической обработки резанием). Исследованы структура, механические свойства и теплостойкость сплавов.
Работа проведена с целью выявления возможности использования разработанных ранее [1, 2, ПО] литых твердых сплавов в условиях не только интенсивного абразивного изнашивания, но и в условиях повышенных температур и термоциклирования (например, для условий работы инструмента, используемого при горячей пластической деформации металлов). Поэтому значительное внимание уделено исследованию теплостойкости сплавов.
Объектом исследования является литой твердый сплав, представляющий собой комплексно-легированный белый чугун с содержанием в структуре достаточно большого количества специальных карбидов (типа МС или М7С3, где М - атомы металлов, С - атомы углерода) при мартенситной или мартенситно-аустенитной основе, что обеспечивает высокую твердость и износостойкость изделий. Основной химический состав сплава принят по патенту СССР [2], включающий, мае. %:
По формуле изобретения химическому составу чугуна соответствуют широкие интервалы содержания каждого элемента. Однако для конкретных деталей, эксплуатируемых в определенных условиях нагружения и взаимодействия с внешней средой, целесообразно использовать чугун с содержанием элементов в более узких пределах, обеспечивающих наиболее высокие эксплуатационные свойства изделий. Для таких деталей, как лемеха плугов и их отдельные элементы (например, в виде износостойких накладок), имеющих небольшую толщину (от 6 до 12 мм) и в процессе работы интенсивно изнашиваемых грунтом, необходимо обеспечить высокую твердость при достаточных значениях прочности и ударной вязкости. При проведении упрочняющей термической обработки необходимо использовать наиболее "мягкие" режимы, обеспечивающие минимальный уровень внутренних напряжений.
