Инструментальные стали

ОТЧЕТ ПО ЛАБОРАТОРНОЙ РАБОТЕ

тема

Преподаватель __________ Ковалева А.А.

подпись, дата инициалы, фамилия

Студент ТФ 08-040800756 __________ Горев М.И.

номер группы номер зачетной подпись, дата инициалы, фамилия

книжки

Красноярск 201

Цель работы. Изучить классификацию, свойства, микроструктуру и виды термической, обработки инструментальных сталей.

Краткие теоретические сведения

Инструментальные стали классифицируют по определенным факторам:

теплостойкости - нетеплостойкие (до 400-500 °С), полутеплостойкие (500-600°С), теплостойкие (до и более 600°С);

прокаливаемости- неглубокой прокаливаемости (углеродистые и легированные), глубокой прокаливаемости (легированные и высоколегированные):

составу- углеродистые, низколегированные, легированные, высоколегированные;

структуре – доэвтектоидные, эвтектоидные, заэвтектоидные и ледебуритные;

назначению - для режущих инструментов, штамповые стали горячего деформирования, штамповые стали для холодного деформирования, стали для инструментов высокой точности.

В сталях для режущих инструментов, работающих на больших скоростях, большое значение имеют сохранение прочности при высоких температурах и износостойкости (при температурах порядка 600°С красноломкости).

Основные свойства инструментальных сталей

Твердость является основным показателем качества инструмента. Твердость определяется химическим составом, термической обработкой и зависит от получаемой структуры: избыточные карбиды и мартенсит увеличивает ее, а остаточный аустенит - снижает. Твердость регламентирует назначение стали.

Вязкость - характеризует эксплуатационную надежность инструмента.

Износостойкость - является характеристикой долговечности работы инструмента. Она определяется химическим составом, структурой и свойствами стали, условиями эксплуатации инструмента, свойствами обрабатываемого изделия. С увеличением содержания карбидной фазы в структуре стали повышается износостойкость инструмента.

Теплостойкость (красностойкость) - характеризуется температурой, до которой сохраняются твердость, прочность, износостойкость, т.е. характеристикой способности инструмента сопротивляться изменению структуры и свойств при эксплуатации. Теплостойкость определяет стойкость стали против отпуска.

Содержание углерода в инструментальной стали должно быть таким,

чтобы карбидообразующие элементы связывали его в карбиды. Следовательно, его количество не должно превышать того содержания, которое обусловлено наличием вольфрама и ванадия (1% ванадия может связать в карбиды 0,15 % углерода, а 1% вольфрама – 0.55% углерода). Вольфрам является основным легирующим элементом в быстрорежущих сталях. Однако, его содержание в стали не должно превышать 20%, из-за увеличения количества избыточных карбидов и резкого снижения ковкости и обрабатываемости при той же красностойкости.

Ванадий способствует повышению дисперсности и устойчивости карбидов, увеличивает красностойкость инструмента, поэтому стали без ванадия не употребляют, хотя его наличие не указывается в марке стали.

Также необходимо отметить, что ванадием можно заменить часть вольфрама. В марке стали не указывается и содержание хрома, который присутствует в стали в количестве (более 4%) для увеличения устойчивости остаточного аустенита, что позволяет закалить сталь на воздухе.

Кобальт вводят в состав для повышения красностойкости, дисперсионного твердения, устойчивости стали против отпуска. Он увеличивает теплопроводность, твердость, но понижает вязкость стали. Его содержание может изменяться от 2 до 15%. Из-за дефицитности и дороговизны легирование кобальтом ограничено.

Молибден - заменяет, так как имеет ту же кристаллическую решетку и то же атомное строение, часть вольфрама в соотношении Mo:W = 1: 1,5.

Микроструктура инструментальных сталей

После отжига инструментальные стали имеют структуру зернистого

перлита. В литом состоянии структура состоит из ледебуритной эвтектики

(скелетообразой). Она характеризуется неоднородным химическим составом

различных структурных составляющих, как по углероду, так и по степени насыщения другими элементами.

Горячая деформация, ковка способствует получению первичных

карбидов, дроблению эвтектических карбидов ледебурита, -.е. устраняет структурную и химическую неоднородность и определяет форму, размеры,

распределение карбидных фаз в металлической матрице. Именно карбидная

неоднородность влияет на все основные свойства инструментов, получаемые

после термической обработки.

Карбидная неоднородность представляет собой сохранившиеся участки

ледебуритной эвтектики в прокатном металле. Она определяется металлургическим переделом (кристализацией слитка и его горячей деформацией). Карбидная неоднородность снижает прочность, вязкость, стойкость инструмента. Поэтому, устранение карбидной неоднородности необходимо при металлургическом переделе. Достигнуть его можно, применяя либо порошковую металлургию, либо термоциклическую обработку, либо

термомагнитную обработку

После горячей деформации стали подвергают отжигу, цель которого

смягчить сталь, снизить ее твердость перед изготовлением инструмента.

Структура стали состоит из феррито-карбидной основы, первичных и

вторичных карбидов. Эвтектоидные карбиды имеют глобулярную форму.

В отожженном состоянии стали образуют карбиды типа Ме₂₃С₆, Ме₆С,

МеС. Основными легирующими элементами для заэвтектоидных сталей являются Сг, W, V. При отжиге стали в ней имеются первичные карбиды

(образующиеся при кристаллизации жидкого металла). По размерам – это

крупные карбиды, расположенные в структуре стали обособлено. При охлаждении стали (при закалке) из твердого раствора выделяются

вторичные карбиды, располагающиеся в объеме равномерно. Они мельче,

чем первичные.

Остальная часть карбидов является составной частью эвтектоида

сорбитообразного типа. Это наиболее мелкие карбиды.

Первичные карбиды полностью не растворяются (в основном карбиды

вольфрама) в аустените и состав аустенита при оптимальных температурах

нагрева под закалку практически одинаков. Следовательно, все быстрорежущие стали имеют одинаковую теплостойкость. Теплостойкость быстрорежущих сталей обусловлена ролью легирующих элементов - W, Мо, V, Сг, которые растворяются при нагреве под закалку в аустените и выделяются в виде карбидов из мартенсита при повышенных температурах (500 - 600 °С) отпуска. В данном интервале температур карбиды не коагулируют. Выделение карбидов при отпуске протекает диффузионным путем в очень дисперсной форме, что увеличивает твердость стали.

Образование специальных карбидов (дисперсных) в процессе отпуска

при температурах 550 - 600 °С из сохранившегося до таких температур α-твердого раствора (мартенсита) при достаточном их количестве сопровождается эффектом дисперсионного твердения, выражающегося в получении вторичного максимума твердости. Состав стали указывает на то, что при их обработке могут образовываться стабильные карбиды легирующих элементов (типа МеС и Ме₆С).

Нагрев стали в аустенитную область (Т = 1250 + 1300 °С) способствует

растворению карбидов Ме₂₃С₆, что необходимо для снижения критической скорости охлаждения при закалке, особенно в интервале температур температуры 1000 °С почти полностью. Увеличение растворения карбида

W₃Fe₃C (Ме_ЗС) начинается с 1000°С и при 1300°С практически 8% вольфрама переходит в твердый раствор. Карбид ванадия начинает растворяться с температуры выше 1100 °С.

Карбиды, нерастворренные при нагреве под закалку, сдерживают рост аустенитного зерна. Однако их избыток способствует снижению механических (вязкость, пластичность) и технологических (способность к пластической деформации) свойств.

Структура нормально закаленных сталей состоит из мартенсита, 1-3%

остаточного аустенита и ~ 15% карбидов, не перешедших в твердый раствор.

Твердость стали в этом случае составляет около 60 HRС.

Термическая обработка быстрорежущих сталей

У сталей только после термической обработки проявляется красностойкость - закалка с отпуском.

Нагрев под закалку осуществляется до температур порядка 1200-1290°С. Высокая температура нагрева сталей объясняется необходимостью перевода легирующих элементов в твердый раствор аустенита для получения легированного мартенсита. Однако повышение (перегрев) ее может привести

к росту зерен и резкому снижению прочности при изгибе (от 4000 МПа до 2500 Мпа).

Интервал температуры нагрева связан с химическим составом и понижается с уменьшением количества вольфрама. Недогрев приводит к снижению твердости стали за счет малой легированности аустенита.

В связи с малой теплопроводностью сталей нагрев под закалку осуществляется с предварительным нагревом до 800-900 °С. Охлаждение при

закалке должно быть быстрым (применяют масло, расплав солей). Для снижения закалочных напряжений можно применять изотермическую закалку, с выдержкой в горячей среде при температуре максимальной устойчивости переохлажденного аустенита (порядка 500 + 550 °С), затем сталь охлаждают в масле.

После закалки быстрорежущих сталей необходимо проводить отпуск.

Температуру отпуска определяют по формуле 1.....= 600 + (8 -s- 12) V% Ч I; 2) Со%

При отпуске происходит вторичное твердение. Повышение твердости объясняют выделением высокодисперсных легированных карбидов из мартенсита и остаточного аустенита. а га к АС превращением остаточного аустенита в мартенсит при охлаждении.

Остаточный аустенит очень устойчив и не распадается в процессе нагрева и выдержки при отпуске. Выделение вторичных карбидов из мартенсита наиболее активно при выдержке с интервалом температур 560 -580 °С, когда мартенсит обедняется углеродом и легирующими элементами.

Мартенситная точка повышается и при охлаждении после отпуска

происходит снижение количества остаточного аустенита.

Характерно проведение трехкратного отпуска изделий, так как за одну

операцию охлаждения не происходит полного превращения остаточного

аустенита.

Обычно время выдержки изделий (при отпуске) равно одному часу. Охлаждают сталь после отпуска на воздухе.

Низкотемпературный отпуск при 300 °С способствует образованию и

коагуляции карбидов цементитного типа, что снижает твердость, но увеличивает вязкость и пластичность.

Средний отпуск (400 - 530 °С) вызывает выделение карбидов хрома, что увеличивает твердость, но снижает красностойкость. Нагрев при отпуске до температур выше 600 - 650 °С не желателен, так как увеличивает распад мартенсита, усиливает карбидообразование, но снижает твердость, вязкость, прочность.

Результаты экспериментальных исследований

Таблица 1- твердость образцов

HRC	Сталь
Р18	Р6М5
64,55	64,08	63,05	99,27	65,52	63,82	63,75	64,45
микроструктура

Рисунок 1- график твердости в зависимости от образца

Дата добавления: 2015-07-08