Влияние термической обработки на свойства порошковой быстрорежущей стали Р6М5Ф3-МП

Е.Ю. Колягин, В.Г. Оноприенко

Введение

При производстве стандартных быстрорежущих сталей, применяемых для изготовления режущего инструмента, возникают сложности в получении мелкозернистой однородной структуры с равномерным распределением карбидной фазы. В структуре этих сталей часто наблюдается большая карбидная неоднородность, которая значительно ухудшает динамическую прочность литых сталей [1]. Повысить стойкость тяжелонагруженного режущего инструмента можно заменой быстрорежущей стали, полученной металлургическим способом, на сталь, полученную методом порошковой металлургии. Это позволяет исключить образование в структуре стали крупных угловатых карбидов, следовательно, после термической обработки порошковые стали обладают более высокими физико-механическими свойствами.

Разработаны и используются различные технологии получения быстрорежущих сталей методом порошковой металлургии, позволяющие получать материал с более высоким уровнем механических и служебных свойств по сравнению с быстрорежущими сталями обычного производства. К ним относятся: горячее изостатическое прессование с последующей ковкой [2], горячая экструзия свободно засыпанных распыленных порошков [3,4], компактирование распыленных порошков горячей прокаткой [5]. Последняя обладает высокой производительностью и возможностью изготовления заготовок различных форм и размеров. Дальнейшая обработка заготовок может проводиться с помощью регламентированной ковки [6], которая является разновидностью термомеханической обработки.

Опыт промышленного применения режущего инструмента из порошковых быстрорежущих сталей показал, что наиболее характерными причинами выхода инструмента из строя является износ и скалывание рабочей части, причем доля инструмента, вышедшего из строя в результате выкрашивания, выше чем в результате износа. Особенно это проявляется на инструменте из порошковой быстрорежущей стали, который в процессе эксплуатации испытывает ударные нагрузки.

Цель работы

Целью данной работы являлось сравнительные исследования влияния режимов термической обработки на структуру и свойства сталей Р6М5Ф3-МП и Р6М5Ф3.

Основная часть

Исследования проводили на образцах диам.30 мм. Химический состав стали Р6М5Ф3 соответствовал ГОСТ 19265-73, сталь Р6М5Ф3-МП содержала 1,27 %С ; 4,20% Сr; 6,70% W ; 5,87 % Мо ( ТУ 14-1-3647-83). В состоянии поставки прутки стали Р6М5Ф3-МП имели структуру сорбитообразного перлита с равномерно распределенной карбидной фазой до 1мкм и твердостью не более НВ 255.

Для механических испытаний изготавливали образцы короткие № 6 тип III по ГОСТ 1497-84, для определения ударной вязкости - образцы размером 5х5х55 мм без надреза по ГОСТ 9454-78.

С целью косвенной оценки степени компактирования порошка быстрорежущей стали были проведены сравнительные испытания механических свойств образцов из сталей Р6М5Ф3-МП и Р6М5Ф3 в отожженном состоянии. Результаты испытаний показывают, что прочностные свойства порошковой стали выше, чем у литой (853 и 784 Н/мм2 соответственно), пластичные - практически одинаковы (28 и 30 % соответственно). Это свидетельствует о высокой степени компактирования порошковой быстрорежущей стали при прокатке.

Закалку проводили от температур 1170…1250^oС через 20^oС с предварительным подогревом в расплаве поваренной соли при температуре 850^oС. Охлаждение производили в масле И12А. Удельная длительность выдержки при ускоренном нагреве в расплаве солей составляла 30 с/мм. После закалки проводили трехкратный отпуск при 5600С по 1 часу.

Микроструктура закаленных образцов состояла из мартенсита, избыточных карбидов и аустенита.

Кривые на рисунке 1а показывают различия в скорости роста аустенитного зерна обеих сталей в процессе нагрева под закалку, которые обусловлены мелкозернистой равномерно распределенной карбидной фазой, тормозящей рост зерна.

Твердость закаленной стали Р6М5Ф3-МП при всех исследованных температурах нагрева под закалку выше на 1,5…2,0 НRC, чем стали Р6М5Ф3. Ударная вязкость обеих сталей при повышении температуры нагрева под закалку уменьшается, однако значения ударной вязкости стали Р6М5Ф3-МП выше, чем Р6М5Ф3 до температуры 1220^oС (рисунок 1б,в).

Наследование исходной структуры стали формирует в процессе термической обработки более однородную и мелкозернистую структуру с равномерным распределением карбидной фазы, что объясняет более высокую твердость и ударную вязкость порошковой быстрорежущей стали по сравнению с литой сталью. При более высоких температурах закалки значения ударной вязкости становятся практически одинаковыми для обеих сталей видимо вследствие единого механизма разупрочнения сталей при температурах свыше 1220^oС [7], а более низкие значения ударной вязкости стали Р6М5Ф3-МП при этих температурах, могут вызываться неконтролируемой пористостью материала.

Была проанализирована зависимость ударной вязкости термически обработанных сталей от твердости, так как надежность работы инструмента обеспечивается наряду с высокой твердостью также и высокой ударной вязкостью, особенно при прерывистом точении. Как видно из рисунка 2, абсолютные значения ударной вязкости порошковой быстрорежущей стали выше во всем исследуемом интервале твердости.

Рисунок 1 – Влияние температуры нагрева под закалку на величину зерна аустенита (а), твердость (б) и ударную вязкость (в) исследуемых сталей: 1 – сталь Р6М5Ф3-МП, 2 - сталь Р6М5Ф3

В работе определили оптимальный режим отпуска порошковой быстрорежущей стали Р6М5Ф3-МП, который в отличие от традиционно принятого режима проводили при повышенных температурах (580, 600 и 630^oС) и сокращенном времени выдержки (от 3 до 30 мин в зависимости от температуры отпуска).

Рисунок 2 – Соотношение твердости и ударной вязкости исследуемых сталей: 1 – сталь Р6М5Ф3-МП, 2 - сталь Р6М5Ф3

Результаты исследований влияния режимов отпуска на твердость и теплостойкость стали Р6М5Ф3-МП приведены в таблицах 1 и 2.

Таблица 1 – Влияние параметров отпуска на твердость

Приведенные в таблицах результаты исследований указывают на возможность значительного сокращения продолжительности отпуска за счет повышения его температуры. Оптимальным режимом отпуска стали Р6М5Ф3-МП является отпуск при 580^oС продолжительностью 15, 20 и 30 мин, который обеспечивает получение твердости не ниже 66 HRC.

Были определены оптимальные для каждой температуры отпуска временные параметры режимов. Микроструктура образцов состоит из мартенсита, карбидов и остаточного аустенита. Количество остаточного аустенита после каждого отпуска при разных температурах уменьшается на 2-8 %. Значительных расхождений в микроструктуре, твердости и количестве остаточного аустенита не наблюдается. Это говорит о том, что при повышенных температурах и сокращенных выдержках процессы выделения карбидов успевают произойти в полной мере.

Таблица 2 - Влияние параметров отпуска на теплостойкость (твердость после дополнительного отпуска при 620^oС, 630^oС, 640^oС по 4 часа)

Отпуск при 600^oС продолжительностью более 12 мин, а также отпуск при 630^oС продолжительностью более 6 мин не обеспечивают получения требуемых свойств и потому не могут быть рекомендованы к применению.

Сравнительные стойкостные испытания проводили на комбинированных зенкерах диаметром 10 мм, с числом зубьев 4, отпущенных по обычному и ускоренному режимам отпуска. Испытания проводили на вертикально-сверлильном станке мод. 2Н135 при скорости вращения шпинделя 250 об/мин и ручной подаче. При одинаковом времени обработки отверстий износ по ленточкам составил 0,34 мм и 0,41 мм для зенкеров, отпущенных по ускоренному и обычному режимам отпуска соответственно.

Выводы

Таким образом, закалку инструмента из порошковой быстрорежущей стали Р6М5Ф3-МП целесообразно проводить с температур 1190…1210^oС. Для инструмента из компактной быстрорежущей стали, испытывающего при работе большие ударные нагрузки, температура закалки должна быть понижена до 1170…1190^oС. При этом, можно применять ускоренный отпуск стали Р6М5Ф3-МП при 580^oС продолжительностью 15…30 мин, при 600^oС продолжительностью 5…12 мин, и при 630^oС продолжительностью 3…6 мин. Быстрорежущая сталь, полученная методом порошковой металлургии, при термической обработке на заданную твердость обладает более высокими механическими свойствами по сравнению с аналогичной литой сталью вследствие получения однородной мелкозернистой структуры с равномерным распределением высокодисперсной карбидной фазы.

Список литературы

1. Далис, Е.Дж. Быстрорежущие стали, полученные методами порошковой металлургии//Порошковая металлургия материалов специального назначения/М., 1977.-С. 300.
2. Петров, А.К. Структурные особенности и свойства быстрорежущих сталей, полученных методом порошковой металлургии/А.К.Петров, Г.И.Парабина, А.Н.Осадчий//Сталь.-1981.-№ 6.-С.40…44.
3. Горюшина, М.Н Термическая обработка и свойства быстрорежущей стали 10Р6М5-МП, полученной распылением и горячим экструдированием/М.Н.Горюшина, Н.Н.Гавриков//МиТОМ.-1980.-№9.-С. 54-56.
4. Абрамов, О.В. Влияние остаточного кислорода и окисных неметаллических включений на механические свойства быстрорежущей стали 10Р6М5-МП/О.В.Абрамов О.В., В.Л.Гиршов// МиТОМ.-1986.-№ 8.-С. 35- 37.
5. Осадчий, А.Н. Производство порошковой быстрорежущей стали на заводе «Днепроспецсталь»/А.Н.Осадчий, С.В.Ревякин С.В., Г.В.Кийко// Сталь .-1981.-№11.-С.273-274.
6. Алимов, В.И. Регламентируемая ковка порошковой быстрорежущей стали/В.И.Алимов, Е.Ю.Колягин, В.Г.Оноприенко, С.Ю.Росляков // Кузнечно-штамповочное производство.-1991.-№ 4.-С.2-3.
7. Баранов, А.А. О взаимодействии карбидных частиц с поверхностью аустенитных зерен в быстрорежущих сталях/А.А.Баранов, В.И. Алимов, В.Г.Оноприенко // Изв. АН СССР. Металлы.-1988.-№ 3.-С.115-116.

Рецензент: д.т.н., проф. А.Н. Смирнов

© Е.Ю. Колягин, В.Г. Оноприенко