Быстрорежущая сталь

Быстрорежущие стали, в отличие от других инструментальных сталей, обладают высокой теплостойкостью (красностойкостью), т. е. способностью сохранять мартенситную структуру, и соответственно высокую твердость, прочность и износостойкость при повышенных температурах, возникающих в режущей кромке при резании с большой скоростью. Эти стали сохраняют мартенситную структуру при нагреве до 600 – 620°С. Поэтому применение быстрорежущих сталей позволяет значительно повысить скорость резания (в 2 – 4 раза) и стойкость инструментов (в 10 – 30 раз) по сравнению со сталями, не обладающими теплостойкостью.

Основными легирующими элементами быстрорежущих сталей, обеспечивающими их теплостойкость, являются в первую очередь вольфрам и его химический аналог – молибден. Теплостойкость улучшается в присутствии ванадия и кобальта.

Составы широко применяемых быстрорежущих сталей, имеющих примерно одинаковую теплостойкость и режущие свойства, приведены в табл. 2. Кроме того, предусматриваются следующие марки стали: высокованадиевые Р9Ф5, Р14Ф4, Р18Ф2, кобальтовые Р9К5, Р9К10 и кобальтованадиевые Р10К5Ф5, Р18К5Ф2. Эти стали обладают повышенной теплостойкостью и применяют при обработке жаропрочных и нержавеющих сталей, титановых сплавов, пластмасс и т. д.

Таблица 2

Химический состав (%) наиболее распространенных

быстрорежущих сталей

Марка стали	С	Сr	W	V	Мо
P18 Р12 Р6М3 Р6М5	0,7 – 0,8 0,8 – 0,9 0,85 – 0,95 0,8 – 0,88	3,8 – 4,4 3,1 – 3,6 3,0 – 3,5 3,8 – 4,4	17,5 – 19 12 – 13 5,5 – 6,5 5,5 – 6,5	1,0 – 1,4 1,5 – 1,9 2,0 – 2,5 1,7 – 2,1	0,5 – 1,0 До 1,0 3,0 – 3,6 5,0 – 5,5

Наиболее широко используют сталь Р6М5 с меньшим содержанием вольфрама. Из этих сталей изготовляют сверла, фрезы, долбяки, протяжки, развертки, пилы, напильники для твердых металлов и другой инструмент.

Быстрорежущие стали относятся к карбидному (ледебурит-ному) классу. Их фазовый состав в отожженном состоянии представляет собой легированный феррит и карбиды М₆С, М₂₃С₆, МС, М₃С. Основным карбидом быстрорежущей стали является карбид М₆С, в котором также растворен ванадий. В феррите растворена большая часть хрома; почти весь вольфрам (молибден) и ванадий находятся в карбидах. Количество карбидной фазы в стали Р18 достигает 25 – 30%, и 22% в стали Р6М5. В структуре литой быстрорежущей стали присутствует сложная эвтектика, напоминающая ледебурит (рис. 2, а) и располагающаяся по границам зерен. В результате горячей механической обработки сетка эвтектики дробится. В сильно деформированной быстрорежущей стали эвтектические и вторичные карбиды распределены равномерно в основной матрице (рис. 2, б), представляющей после отжига сорбитообразный перлит.

Для снижения твердости, улучшения обработки резанием и подготовки структуры стали к закалке после ковки быстрорежущую сталь подвергают отжигу при 860 – 880°С, который для стали Р6М5 следует проводить при 830 – 850°С.

Для придания стали теплостойкости инструменты подвергают закалке и многократному отпуску. Температуру закалки стали Р18 принимают равной 1270 – 1290°С, стали Р12 – 1240 – 1260°С и Р6М5 – 1210 – 1230°С. Высокие температуры закалки необходимы для более полного растворения вторичных карбидов и получения при нагреве аустенита высоколегированного хромом, вольфрамом, молибденом и ванадием. Это обеспечивает получение после закалки мартенсита, обладающего высокой устойчивостью против отпуска, т. е. теплостойкостью. Однако даже при очень высоком нагреве растворяется только часть карбидов: примерно 30% от имеющихся

Рис. 2. Микроструктура быстрорежущих сталей. х 500:

а – ледебурит в литой стали; б – деформированная и

отожженная сталь; в – закаленная сталь; г – закаленная и

отпущенная сталь

в структуре в стали Р18 и 50 – 60% в стали Р12. Для быстрорежущих сталей, имеющих много избыточных (эвтектических и вторичных) карбидов, характерно сохранение мелкого зерна (№ 11 – 10), даже при нагреве до указанных выше очень высоких температур нагрева (закалки). Во избежание образования трещин при нагреве до температуры закалки применяют подогрев инструмента при 800 – 900°С и при 1050 – 1100°С в расплавленных солях. Инструмент сложной формы диаметром >30 мм, кроме того, предварительно подогревают до 350 – 450°С.

Выдержка при температуре закалки должна обеспечить растворение в аустените части карбидов, в пределах возможной их растворимости. Во избежание окисления, обезуглероживания и роста зерна она должна быть непродолжительной: для инструментов диаметром (толщиной) 10 – 50 мм 8 – 9 с на каждый миллиметр диаметра или наименьшей толщины инструмента при нагреве в расплавленной соли (чаще ВаС1₂) и 12 – 14 с при нагреве в печи. Для получения более высокой твердости стали Р6М5 (НRС 63) и теплостойкости (HRC 59 при 620°С) выдержку при нагреве под закалку увеличивают на 25%.

Высоколегированный аустенит, полученный при нагреве под закалку, обладает большой устойчивостью (см. рис. 1, д, е). Поэтому при охлаждении в любой среде – в масле, в расплавах солей, на воздухе[1] аустенит переохлаждается до мартенситной точки М_н (180 – 200°С) и при дальнейшем охлаждении претерпевает мартенситное превращение.

Охлаждающей средой при закалке чаще является масло. Для уменьшения деформации инструментов применяют ступенчатую закалку в расплавленных солях при 400 – 500°С. Выдержку в этих солях принимают равной выдержке при окончательном нагреве, после чего следует охлаждение на воздухе.

Структура быстрорежущей стали после закалки представляет высоколегированный мартенсит, содержащий 0,3 – 0,4% С, нерастворенные избыточные карбиды и остаточный аустенит (см. рис. 2, в). Чем выше температура закалки, тем ниже температура мартенситных точек М_н и М_к и тем больше количество остаточного аустенита. Обычно содержание остаточного аустенита в стали Р18 составляет 25 – 30% и 28 – 34% в стали Р6М5. Остаточный аустенит понижает режущие свойства стали и поэтому его присутствие в готовом инструменте недопустимо. После закалки следует отпуск при 550 – 570°С вызывающий превращение остаточного аустенита в мартенсит и дисперсионное твердение в результате частичного распада мартенсита и выделения дисперсных карбидов. Это сопровождается увеличением твердости (вторичная твердость). В процессе выдержки при отпуске из остаточного аустенита выделяются карбиды, что уменьшает его легированность и поэтому при последующем охлаждении он претерпевает мартенситное превращение (при температурах <150°С). В процессе однократного отпуска только часть остаточного аустенита превращается в мартенсит. Чтобы весь остаточный аустенит перешел в мартенсит и произошел отпуск вновь образовавшегося мартенсита, применяют многократный (чаще трехкратный) отпуск при 550 – 570°С. Продолжительность каждого отпуска 45 – 60 мин.

Для стали Р6М5 оптимальный режим отпуска, обеспечивающий наибольшую твердость и высокие механические свойства: первый отпуск при 350°С и последующие два отпуска при 560 – 570°С по одному часу. Получение более высокой твердости объясняется тем, что при 350°С выделяются частицы цементита, равномерно распределенные в стали. Это способствует более однородному выделению и распределению специальных карбидов М₆С при 560 – 570°С. Для инструментов, работающих на износ, из стали Р6М5 отпуск проводят при 540—550°С 2 – 3 раза по 1ч. Такой отпуск обеспечивает также высокую твердость и теплостойкость. Термическая обработка стали Р6М5 по указанным режимам повышает стойкость инструмента на 25 – 30% (см. рис. 2, г).

В некоторых случаях инструмент простой формы для уменьшения остаточного аустенита непосредственно после закалки (во избежание стабилизации аустенита) охлаждают до – 80°С. При обработке холодом более половины остаточного аустенита претерпевает превращение в мартенсит; после обработки холодом следует один или два отпуска при обычно принятой температуре. Обработка холодом и последующий отпуск сокращают длительность технологического цикла обработки, но требуют дополнительного оборудования (холодильной камеры). Твердость стали после закалки составляет HRC 62 – 63, а после отпуска HRC 63 – 65.

Высокая твердость, полученная при отпуске, сохраняется при последующих нагревах до 600 – 620°С, что обеспечивает высокую теплостойкость инструмента из быстрорежущей стали.

Режущие свойства и твердость инструмента, не подвергающегося переточке по всем граням (сверла, развертки, метчики, фрезы), можно повысить низкотемпературным цианированием при 550 – 560°С. Продолжительность процесса 10 – 30 мин. Твердость слоя HV 1000 – 1100 и толщина его 0,03 – 0,05 мм.

Дата добавления: 2014-12-23