Влияние изотермической закалки на свойства

Лабораторная работа №1

ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ

НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ

РЕЖУЩИХ СТАЛЕЙ

 

ВВЕДЕНИЕ

 

Характерными условиями при эксплуатации режущих инструментов (резцы, сверла, метчики, пилы, фрезы и др.) являются высокие контактные давления на рабочую кромку, вызывающие изнашивание. Оно в большинстве случаев сопровождается разогревом контактной поверхности до нескольких сотен градусов по Цельсию. Поэтому основные свойства, которыми должен обладать материал для инструментов – это износостойкость и теплостойкость.

Чем больше скорость резания, сечение снимаемой стружки, а также прочность и вязкость обрабатываемого материала, тем выше температура нагрева режущей кромки. При этих условиях работоспособность инструмента (производительность резания) определяется высокой твердостью и способностью материала сохранять ее при длительном нагреве, т.е. теплостойкостью. Для изготовления режущих инструментов применяют углеродистые и легированные стали, обладающие высокой твердостью (62 – 66 НRС), прочностью и износостойкостью.

Цель работы:

1. Изучить влияние режимов термической обработки на структуру и твердость углеродистой и быстрорежущей сталей, предназначенных для изготовления режущего инструмента.

2. Определить оптимальные режимы термической обработки для инструментальной углеродистой и быстрорежущей сталей.

3. Сравнить инструментальные углеродистую и быстрорежущую стали, термообработанные по оптимальным режимам, по структуре, твердости и теплостойкости (красностойкости).

 

Теоретическая часть

 

Углеродистые инструментальные стали (ГОСТ 1435-74) относят к сталям, не обладающими теплостойкостью, т.к. их твердость сильно снижается при нагреве выше 180 – 200 ⁰С. Вследствие малой устойчивости переохлажденного аустенита эти стали имеют небольшую прокаливаемость: 10 – 20 мм после закалки в воде и 4 – 6 мм после закалки в масле, поэтому их применяют для инструментов небольших размеров. В инструменте с поперечным сечением 15 – 25 мм после закалки достигается высокая твердость на поверхности (на которую приходится режущая часть) и сохраняется мягкая, вязкая сердцевина. Несквозная закалка уменьшает деформации и повышает устойчивость к ударам и вибрациям. Такие свойства благоприятны для ручных метчиков, напильников, разверток, пил, зубил, стамесок и т.д.

Благодаря низкой твердости в отожженном состоянии (150 – 180 НВ), углеродистые инструментальные стали хорошо обрабатываются резанием и деформированием при изготовлении инструмента.

Режущие инструменты с сечением 15 – 25 мм (мелкие метчики, сверла, пилы, напильники) изготавливают из заэвтектоидных сталей У10 (У10А) – У13 (У13А). Их закаливают с температур 760 – 780 ⁰С в воду (или водные растворы солей и щелочей), при этом получают твердость 64 – 66 НRС. Инструменты меньшего сечения с незакаленной сердцевиной для уменьшения деформации и опасности растрескивания охлаждают в масле или расплавах солей при температуре 160 – 200 ⁰С. При последующем низком отпуске при 150 – 160 ⁰С твердость сохраняется высокой (62 – 63 НRС), повышение температуры отпуска до 200 – 220 ⁰С снижает твердость до 58 – 59 НRС.

Основными недостатками углеродистых режущих инструментальных сталей являются небольшая прокаливаемость и нетеплостойкость.

Режущий инструмент, работающий при высоких скоростях резания или при резании труднообрабатываемых материалов, разогревается во время эксплуатации до 500 – 600 ⁰С, поэтому его изготавливают из высоколегированных быстрорежущих сталей (табл. 1).

Быстрорежущие стали относятся к ледебуритному (карбидному) классу. В отожженном состоянии их структура состоит из перлита и карбидов, причем карбидов содержится до 25 – 30 %: карбиды типа Ме₆С на основе вольфрама и молибдена, МеС на основе ванадия, Ме₂₃С₆ на основе хрома. Основным карбидом является Ме₆С.

Быстрорежущие стали, в отличие от других инструментальных сталей, обладают высокой теплостойкостью (красностойкостью). Они сохраняют мартенситную структуру при нагреве до 600 – 620 ⁰С, поэтому их применение позволяет повысить скорости резания в 2 – 4 раза и стойкость инструмента в 10 – 30 раз по сравнению с нетеплостойкими сталями.

Высокая теплостойкость (красностойкость) обеспечивается введением большого количества вольфрама совместно с молибденом, хромом, ванадием. Вольфрам (и молибден) в присутствии хрома связывают углерод в специальный трудно коагулируемый при отпуске карбид типа Ме₆С. При нагреве под закалку легирующие элементы из карбидной фазы переходят в твердый раствор, обогащая аустенит. После закалки получается легированный вольфрамом (и молибденом) мартенсит. Эти элементы задерживают распад мартенсита при отпуске, обеспечивая требуемую красностойкость.

 

 

Таблица 1. Химический состав некоторых быстрорежущих сталей

(ГОСТ 19265-73)

Марка стали	Содержание основных элементов, %
С	Cr	W	Mo	V	Co
Стали умеренной красностойкости (615 – 620 0С)
Р18 Р12 Р9 Р6М5	0,7-0,8 0,8-0,9 0,85-0,95 0,82-0,90	3,8-4,4 3,1-3,6 3,8-4,4 3,8-4,4	17,0-18,5 12,0-13,0 8,5-10,0 5,5-6,5	≤1,0 ≤1,0 ≤1,0 5,0-5,5	1,0-1,4 1,5-1,9 2,0-2,6 1,7-2,1	- - - -
Стали повышенной красностойкости (630 – 640 0С)
Р6М5Ф3 Р9К5 Р6М5К5 Р9М4К8	0,95-1,05 0,95-1,0 0,84-0,92 1,0-1,1	3,8-4,3 3,8-4,4 3,8-4,3 3,0-3,6	5,7-6,7 9,0-10,5 6,0-7,0 8,5-9,6	5,5-6,0 ≤1,0 4,8-5,3 5,5-6,0	2,3-2,7 2,2-2,6 1,7-2,2 3,8-4,3	- 5,0-6,0 4,8-5,5 7,5-8,5

 

Выделение дисперсных карбидов при температурах 500 – 600 ⁰С вызывает дисперсионное твердение. Кроме того, вследствие этого повышается мартенситная точка остаточного аустенита, который частично превращается в мартенсит. Карбид ванадия, выделяясь при отпуске, усиливает дисперсионное твердение, а вольфрам и молибден, сохраняясь в твердом растворе, задерживают его распад. Увеличению красностойкости способствует также кобальт. Он не образует карбидов, но, повышая энергию межатомной связи, увеличивает устойчивость против отпуска, затрудняет коагуляцию стойких карбидов и увеличивает их дисперсность.

Высокие служебные свойства (стойкость) инструмента из быстрорежущей стали во многом зависит от правильности выбора режима термической обработки. Особенность нагрева под закалку состоит в том, что быстрорежущие стали нагревают выше критической точки А_С1 на 400 – 480 ⁰С (а не на 30 – 50 ⁰С как для углеродистых и низколегированных инструментальных сталей). Такой высокий нагрев под закалку необходим для растворения максимально возможного количества специальных карбидов, т.к. красностойкость обеспечивается легирующими элементами, растворенными в аустените и легирующими мартенсит. В быстрорежущих сталях аустенит образуется при 800 – 900 ⁰С, но он обеднен углеродом и легирующими элементами. При достижении 1000 – 1100 ⁰С только хром переходит из карбида Ме₂₃С₆ в аустенит, карбиды типа МеС и Ме₆С растворяются при значительно более высоких температурах. Поэтому оптимальное легирование аустенита вольфрамом, ванадием, молибденом происходит при температурах для стали марок Р9, Р12, Р9Ф5, Р12Ф2К8М3 – 1220 – 1250 ⁰С, для стали марок Р18, Р9К5 – 1260 – 1280 ⁰С, для стали марок Р6М5, Р6М5К5 – 1220 – 1230 ⁰С. Однако, даже при таком очень высоком нагреве растворяется не боле половины имеющихся в стали карбидов, поэтому для быстрорежущих сталей характерно сохранение мелкого зерна (балл 10 – 11).

Быстрорежущие стали обладают низкой теплопроводностью, поэтому во избежание образования трещин инструмент перед окончательным нагревом предварительно подогревают: или один раз при температуре 800 – 850 ⁰С, или два раза – при 500 – 550 ⁰С и 800 – 850 ⁰С для инструмента сложной формы толщиной более 30 мм. При окончательном нагреве растворение карбидов при высоких температурах завершается в весьма короткий срок – 20-30 с. Для инструмента диаметром (толщиной) 10 – 50 мм время выдержки при окончательном нагреве можно рассчитать по следующим нормам: нагрев в соляной ванне – 8-9 с на 1 мм сечения; нагрев в электрической печи – 10-12 с на 1 мм сечения.

В качестве охлаждающей среды при закалке используют минеральное масло, расплавы солей, струю сжатого воздуха. Инструмент большого сечения лучше охлаждать в масле во избежание частичного выделения карбидов из аустенита в процессе охлаждения, что будет уменьшать легированность твердого раствора и снижать красностойкость.

В связи с тем, что легированный аустенит имеет низкую температуру начала мартенситного превращения М_Н, структура быстрорежущей стали после закалки состоит из мартенсита, остаточного аустенита (~ 30 %) и нерастворенных карбидов (~ 16 %). Твердость 60 – 62 НRС. Остаточный аустенит резко снижает красностойкость инструмента. В процессе резания и разогрева инструмента до 500 – 600 ⁰С объемы аустенита, ввиду плохой их теплопроводности, будут концентрировать тепло, перегреваться до более высоких температур и отпускать мартенсит, что приведет к снижению твердости.

Для максимально полного устранения остаточного аустенита применяют многократный отпуск при температурах 540 – 560 ⁰С, что сопровождается повышением твердости вследствие выделения из мартенсита и аустенита дисперсных вторичные карбидов, главным образом, типа Ме₆С. Обеднение аустенита легирующими элементами повышает М_Н, и при охлаждении часть остаточного аустенита превращается во вторичный мартенсит.

Обычно после первого отпуска при температуре 540 – 560 ⁰С в течение 1 часа и охлаждения на воздухе количество остаточного аустенита снижается с 25 – 30 % до 10 %. При этом мартенсит, полученный при закалке, отпускается, но образуется новый не отпущенный мартенсит (~ 15 %). При втором отпуске количество остаточного аустенита снижается до 5 %, количество не отпущенного мартенсита – также до 5 %. После третьего отпуска количество остаточного аустенита составляет лишь 1 – 2 % и практически весь мартенсит отпущен. Количество карбидной фазы достигает 25 – 30 %. Твердость после многократного отпуска повышается до 63 – 66 НRС (явление вторичной закалки или вторичной твердости).

Вместо многократных отпусков можно проводить обработку холодом, т.е. сразу же после закалки охлаждать инструмент до температур –80 ⁰С с проведением последующего однократного отпуска.

Основными видами брака при термообработке инструмента из быстрорежущих сталей являются карбидная неоднородность, обезуглероживание поверхности, трещины, низкая твердость, нафталинистый излом. Нафталинистый излом – это крупнозернистый излом со своеобразными блестками, наблюдающийся после повторной закалки перегретой закаленной и не отпущенной стали. Он объясняется тем, что при нагреве кристаллографически упорядоченной структуры (мартенситной или бейнитной) образование аустенита происходит кристаллографически упорядоченным путем, в результате чего в структуре возникают крупные восстановленные зерна аустенита. Фазовая перекристаллизация, измельчающая зерно, не происходит, чем и определяется наличие крупных сколов в изломе. Для устранения нафталинистого излома необходимо сталь перед повторной закалкой подвергнуть отжигу.

ГОСТ 19265-73 предусматривает оценку красностойкости быстрорежущих термически обработанных сталей путем их нагрева в течение четырех часов при температуре 620 ⁰С. Для сталей умеренной красностойкости твердость должна быть не менее 58 НRС, а для сталей повышенной красностойкости – не менее 60 НRС. Длительность стандартной методики заставила исследователей искать пути уменьшения времени определения красностойкости. В работе [1] предложено оценивать красностойкость критериями Кр₂₀⁶⁷⁵ (для сталей умеренной красностойкости) и Кр₃₀⁶⁷⁵ (для сталей повышенной красностойкости). Цифры означают: 675 – температура нагрева, ⁰С; 20 и 30 – время нагрева, мин.; Кр – твердость, НRС. Критерии Кр₂₀⁶²⁰ и Кр₃₀⁶⁷⁵ численно равны стандартному критерию Кр₄⁶²⁰ (нагрев при 620 ⁰С, 4ч.).

 

Выполнение работы

Работа проводится на образцах из стали Р18 и У12.

1. Замаркировали образцы

2. Замерили твердость исходных образцов и изучили микроструктуру

3. Образцы из углеродистой стали закалили от температур нагрева 780° С, 820° С, 900° С, 1050° С в воде. Время нагрева в печи 20-25 минут.

4. На закаленных образцах зачистили площадки и замерили твердость по Роквеллу. На этих же образцах после изготовления шлифов изучили микроструктуру.

5. Определили балл дисперсности мартенсита (ГОСТ 8233 – 56).

6. Образцы, закаленные от t = 780° С, опустили при t = 180° С, 250° С, 300° С, 450° С, 560° С, 600° С. Выдержка при всех температурах 1 час, охлаждение на воздухе.

7. На отпущенных образцах замерили твердость и изучили микроструктуру.

8. Образцы из быстрорежущей стали предварительно подогрели при t = 820 ° С в течение 15 минут и быстро перенесли в печь для окончательного нагрева под закалку.

9. Температура окончательного нагрева 1050, 1230, 1280 ⁰С. Время выдержки назначается из расчета 15 с на 1мм толщины. После нагрева образцы закалили в минеральном масле.

10. На закаленных образцах замерили твердость, изучили микроструктуру и определили величину зерна по ГОСТ 5639-84.

11. Образцы, закаленные с 1230 ⁰С, отпустили при температурах 300, 450, 560, 600 ⁰С с выдержкой при всех температурах в течение 1 ч. и охлаждением на воздухе.

12. На отпущенных образцах замерили твердость и изучили микроструктуру.

13. Образец из быстрорежущей стали, закаленный с оптимальной температуры нагрева, подвергли трехкратному отпуску при 560 0С с выдержкой при каждом отпуске по 1 ч. и с полным охлаждением на воздухе после каждого отпуска.

14. Замерили твердость стали и изучили микроструктуру после трехкратного отпуска.

15. Образец быстрорежущей стали, обработанный по п.13, и образец углеродистой стали, отпущенной при 180 ⁰С, испытали на красностойкость по критерию Кр₂₀⁶⁷⁵. С этой целью образцы нагрели до 675 ⁰С в течение 20 мин., охладили на воздухе и замерили твердость.

 

Микроструктура стали Р18 до термической обработки и после

Р18

Рис.1.исходная структура

Рис.2.Закалка 1250°С

 

Рис.3.Закалка1250°С+отпуск 600°С

Закалка1250°С +Отпуск560°С(3-х крат.)

 

Закалка1250°С +Отпуск450°С

Закалка 1250°С +Отпуск300°С

Закалка1050°С

Закалка900°С

 

Микроструктура стали У12 до термической обработки и после

Рис.1.Исходный отжиг

Рис.2.Закалка 1050°С

 

 

Рис.3.Закалка 900°С

Рис.4.Закалка 820°С

Рис.5.Закалка 780°С

Рис.6.Закалка 780°С+Отпуск 600°С

Рис.7.Закалка 780°С+Отпуск 450°С

Рис.8.Закалка 780°С+Отпуск 300°С

Рис.9.Закалка 780°С+Отпуск 250°С

Рис.10.Закалка 780°С+Отпуск 180°С

 

Результаты

Таблица 1. Влияние температуры нагрева на свойства стали после закалки

Марка стали	tн , °С	HRC, ед.	Микроструктура	Балл зерна
У12	Исходная		Перлит мелкозернистый
		Мартенсит мелкоигольчатый + Карбиды
		Мартенсит мелкоигольчатый + Карбиды
		Мартенсит крупноигольчатый + Карбиды
		Мартенсит крупноигольчатый + Карбиды
Р18	Исходная		Ледебурит + Карбиды
		Мартенсит + Аустенит остаточный + Карбиды
		Мартенсит + Аустенит остаточный + Карбиды

 

 

Таблица 2. Влияние температуры отпуска на свойства стали

Марка стали	tотп ,°С	τвыд, ч	Кол-во отпусков	HRC, ед.	Микроструктура
У12					Мартенсит + Карбиды
				Мартенсит + Карбиды
				Мартенсит + Карбиды
				Троостит отпуска
				Сорбит отпуска
				Сорбит отпуска
Р18					Мартенсит + Карбиды
				Мартенсит + Карбиды
				Мартенсит + Карбиды(1) + Карбиды(2)
				Мартенсит + Карбиды

 

Таблица 3. Красностойкость углеродистых и быстрорежущих сталей по критерию Кр₂₀⁶⁷⁵

Марка стали	Твердость после термообработки по опытным режимам, HRC	Обработка на красностойкость	Кр20675 HRC
tн , °С	Выдержка, мин.
У12
Р18

 

Влияние температуры закалки на твердость сталей У12 и Р18

 

Влияние температуры отпуска на твердость

Вывод: с увеличением температуры нагрева под закалку твердость уменьшается, что связанно с ростом исходного зерна аустенита, после закалки более крупнозернистая структура

 

Лабораторная работа №3

 

ВЛИЯНИЕ ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ ЗАКАЛКИ НА СВОЙСТВА