Инструментальные стали

Стали представляют собой сплавы железа с углеродом. Свойства любой стали (прочность, твердость, упругость, пластичность, вязкость, свариваемость и др.) прежде всего зависят от содержания углерода. Стали, как и все металлы, являются кристаллическими веществами. Если посмотреть на свежий излом стального изделия, то можно увидеть, что поверхность излома состоит из большого количества зерен. В некоторых случаях зерна очень мелкие и различимы лишь при многократном увеличении, в других случаях зерна достаточно крупные и различимы простым глазом; каждое зерно, в свою очередь, состоит из атомов, которые, располагаясь в строго определенном порядке, образуют так называемую кристаллическую решетку. Для наиболее распространенных промышленных металлов имеет место образования трех типов кристаллических решеток, от расположения атомов в которых зависят их свойства: объемно центрированная кубическая ОЦК (рис. 2.1а), гранецентрированная кубическая ГЦК (рис. рис. 2.1б) или гексагональная (рис. 2.1в). Например, Mo, W, V, Cr кристаллизуются в системе ОЦК; Ni, Cu, Al, Pb - в системе ГЦК; Zn, mg, be, cd - в гексагональной.

а) б) в)

Рисунок 2.1 - Кристаллическая решетка железа:

а) объемно центрированная кубическая; б) гранецентрированная кубическая; в) гексагональная

Примечание. В ОЦК длина ребра куба а=(2,87 – 8,89)10⁻¹⁰м; в ГЦК - а=(3,6 – 4,9)10⁻¹⁰м; в гексагональной - d=(2,26 – 3,2)10⁻¹⁰м, с=(3,59 – 5,6)10⁻¹⁰м

Некоторые вещества могут иметь не одну, а несколько различных кристаллических решеток. Так, например, элемент углерод существует в природе в виде угля, графита и алмаза. Уголь очень порист и мягок, графит несколько плотнее и тверже (из графита делают сердцевину карандашей), алмаз же обладает наивысшей твердостью среди всех известных веществ. Такая разница в свойствах угля, графита и алмаза объясняется различным расположением атомов углерода в кристаллических решетках этих трех веществ.

Железо имеет две кристаллических решетки. Соответственно различают α - железо (альфа-железо Fe_α) (рис. 2.1а) и γ - железо (гамма-железо Fe_γ) (рис. 2.1б).

При температурах 911°С и выше 1392°С существует

α – железо (Fe_α). При температурах от 911°С до 1392°С существует γ - железо (Fe_γ). Превращение α - железа в γ - железо в чистом железе происходит при 910°С. В сталях превращение α - железа в γ - железо начинается раньше - при температуре 723°С.

Разница в кристаллическом строении α - железа и γ - железа вызывает разницу в их свойствах. Так, плотность γ - железа больше плотности α-железа. Поэтому, несмотря на нагревание, в момент превращения α-железа в γ - железо объем металла уменьшается, изделие несколько «сжимается». А при обратном превращении γ - железа в α - железо, несмотря на охлаждение, объем увеличивается. В γ - железе может раствориться значительно больше углерода, чем в α - железе. В α - железе углерода может раствориться не более 0,04%, а в γ - железе его растворяется до 1,7%. Стали с содержанием углерода 0,7 – 1,3% принято называть углеродистыми сталями и используют их, как правило, в качестве инструментальных после соответствующей термической обработки – закалки.

При термической обработке стали, которая основана на превращении α-железа в γ-железо и на различной растворимости в них углерода, изменяется внутреннее строение - структура стали. А от характера структуры зависят механические и другие свойства стали. В отожженной стали железо находится в форме α - железа, которое называется ферритом. Феррит очень вязок и имеет невысокую твердость (НВ = 60 - 80). Под микроскопом феррит наблюдается в виде зерен неправильной формы.

В связи с тем, что сталь - это сплав железа с углеродом, а углерод в α - железе практически не растворяется, то в стали он находится в виде химического соединения с железом - карбида железа. Это химическое соединение углерода с железом называется цементитом. Цементит - очень хрупкое и твердое вещество. Его твердость свыше 65 HRC (НВ = 700 - 750).

В правильно отожженной стали цементит находится или в виде тонких пластинок, или в виде мелких зерен, равномерно распределенных в феррите. В первом случае структура носит название пластинчатый перлит, во втором случае - зернистый перлит. Чем тоньше пластинки или меньше зерна цементита, тем выше твердость перлита. Твердость пластинчатого перлита лежит в пределах НВ = 190 - 290, твердость зернистого перлита - в пределах НВ = 140 - 190. Отожженная углеродистая сталь с содержанием углерода 0,83% имеет в своей структуре один перлит. Сталь с содержанием углерода меньше 0,83% имеет в своей структуре наряду с перлитом избыточный феррит, а при содержании углерода выше 0,83% в перлите имеется избыточный цементит в виде мелких включений или в виде тонкой сетки по границам зерен.

При нагревании до 723°С структурных изменений в стали не происходит. При 723°С α - железо (феррит) начинает превращаться в γ - железо. Инструмент под закалку нагревают несколько выше - до 760 - 800°С. Растворимость углерода в γ - железе значительно больше, чем в α - железе. Поэтому цементит, входящий в структуру перлита, начинает энергично растворяться в образовавшемся γ - железе.

При высокой температуре подвижность атомов большая, и углерод равномерно распределяется по всей массе γ - железа. Образуется твердый раствор углерода в γ – железе - аустенит. В углеродистой стали аустенит устойчив лишь при высоких температурах. Если нагретую до высоких температур сталь медленноохлаждать, то превращения пойдут в обратном порядке. Аустенит начнет распадаться. При 723°Сзакончится превращение γ -железа в α - железо, и мы снова получим структуру отожженной стали.

При быстром охлаждении (например, при охлаждении в воде) происходит закалка стали. Процесс распада аустенита при этом происходит иначе. Во время закалки вследствие очень быстрого охлаждения распад аустенита при температуре 723°С не успевает произойти. Аустенит, как принято в этом случае говорить, переохлаждается до температуры 240—200°С, и его распад происходит при низких температурах, когда подвижность атомов небольшая. Атомы углерода уже не могут выделиться из решетки α - железа и образовать зерна цементита. Углерод остается принудительно растворенным в решетке α - железа. Если обычно в α - железе может раствориться не более 0,04% углерода, то сейчас его оказывается растворенным до 1%. Эта структурная составляющая в закаленной стали называется мартенситом. Мартенсит имеет игольчатое строение. Он обладает высокой твердостью (НВ = 650 -700) и хрупкостью. Чем больше в стали углерода, тем выше ее твердость (рис. 2.2). Инструментальная сталь, в отличие от конструкционной, после закалки должна иметь твердость не менее 60 HRC (62 – 65 HRC). Из графика видно, что такую твердость могут иметь стали с содержанием углерода свыше (0,6% и более).

Рисунок 2.2 - Изменение твердости закаленной стали в зависимости от содержания углерода

Избыточный углерод, насильственно оказавшись в кристаллической решетке α - железа, создает в ней многочисленные искажения. Эти искажения кристаллической решетки, приводящие к изменению кристаллического строения стали, придают ей новые свойства: высокую твердость и высокую хрупкость.

При закалке возникают большие внутренние напряжения. Для снятия этих напряжении, а также для уменьшения хрупкости сразу же после закалки производится отпуск. Если этого не сделать, то закаленный инструмент может деформироваться (коробление) и в нем могут появиться трещины. Имели место даже случаи, когда закаленные вечером и не отпущенные фрезы на утро оказывались «разорванными» внутренними напряжениями на несколько частей.

Отпуск заключается в нагреве закаленной стали до невысокой температуры, выдержке ее при этой температуре и последующем охлаждении. В отличие от закалки основное значение при отпуске имеет не скорость охлаждения, а температура нагрева и время выдержки при ней. Обычно для инструментов из углеродистых сталей применяется отпуск при температуре 160—190°С. При отпуске происходят некоторые изменения в свойствах мартенсита: твердость уменьшается примерно на две единицы, но зато несколько повышается вязкость и снимаются внутренние напряжения.

При повышении температуры отпуска свыше 230°С и увеличении времени выдержки из мартенсита начинает выделяться углерод, образуя зерна цементита. Сначала они очень мелкие, а с повышением температуры отпуска становятся все крупнее. Мартенсит при этом сильно обедняется углеродом, и его твердость понижается. Если закаленную сталь отпустить при температуре 650 - 700°С, то процесс может завершиться образованием структуры перлита с соответствующим резким снижением твердости стали.

Этот процесс изменения структуры закаленной стали, наблюдаемый при нагреве, может произойти и во время работы инструмента, если режимы резания установлены такие, что режущая кромка сильно нагревается. Отпуск инструмента может также произойти во время шлифования или заточки инструмента (прижоги). Поэтому при изготовлении инструмента и при его эксплуатации необходимо следить за тем, чтобы режущая часть инструмента не перегревалась выше допустимой для данного материала температуры.

При закалке сердцевина изделия охлаждается сравнительно медленно. Аустенит в сердцевине инструмента превращается не в мартенсит, а в более мягкие структурные составляющие. Инструмент получается с твердой поверхностью и вязкой, мягкой сердцевиной. Для некоторых инструментов это является ценным свойством, например, для метчиков, разверток, для ударного инструмента (зубила, клейма, пуансоны). Для большинства же инструментов, требующих высокой твердости по всему сечению, неглубокая прокаливаемость оказывается вредной. Таким образом, углеродистые инструментальные стали обладают небольшой прокаливаемостью, к тому же неодинаковой у разных плавок одной и той же марки стали. Если же ввести в инструментальную сталь всего только 0,5% хрома, то глубина прокаливаемости увеличивается, и устраняется брак из-за появления на поверхности инструмента мягких пятен, часто наблюдаемых у инструмента, изготовленного из углеродистой стали. А если хрома ввести в сталь свыше 1%, то, помимо увеличения глубины прокаливаемости, становится возможной закалка в масле с получением при этом высокой твердости. Закалка в масле создает меньшие напряжения в стали, инструмент при закалке меньше деформируется, и его размеры изменяются значительно меньше, что особенно ценно при изготовлении инструмента с нешлифованным профилем, например, метчиков, плашек, резьбовых фрез. Почему для легированных сталей становится возможной закалка в масле? Объясняется это тем, что легирующие элементы прочнее удерживают атомы углерода в кристаллической решетке железа. Аустенит легированных сталей становится устойчивым, и даже при более медленном охлаждении в масле аустенит легированных сталей не успевает превратиться в перлит, а превращается в мартенсит. Некоторые легирующие элементы и прежде всего вольфрам сильно повышают износостойкость стали. Объясняется это тем, что вольфрам, как и некоторые другие легирующие элементы (хром, ванадий, молибден), образует с углеродом химическое соединение - карбиды, обладающие весьма высокой твердостью. Твердость карбидов хрома, вольфрама и ванадия близка к твердости корунда. А если в твердой основе (мартенсите) равномерно распределены мельчайшие частицы еще более твердого вещества (карбидов), то износостойкость от этого возрастает. Именно этим и объясняется более высокая износостойкость легированных инструментальных сталей.

Хром уменьшает деформацию стали при закалке. Но особо благоприятное влияние на уменьшение деформаций при закалке оказывает совместное действие хрома и марганца. Ванадий образует с углеродом очень мелкие карбиды, которые значительно тверже карбидов вольфрама. Выделяясь при отпуске, они повышают твердость, износостойкость и теплостойкость стали. Однако стали, содержащие много ванадия, плохо шлифуются. Поэтому они малопригодны для изготовления инструментов, имеющих точный и сложный фасонный профиль (резьбонарезные, зуборезные инструменты мелких модулей и т. п.).

Еще большее влияние на повышение теплостойкости стали оказывает кобальт. В отличие от вольфрама и ванадия кобальт не образует карбидов, но из мартенсита кобальтовых сталей при отпуске выделяются чрезвычайно мелкие и очень твердые частицы соединений кобальта с вольфрамом и железа с вольфрамом, которые и придают кобальтовой стали более высокую теплостойкость. Кобальт наиболее сильно, по сравнению с другими элементами, повышает режущие свойства стали. Но кобальтовые стали хрупки, плохо куются и склонны к обезуглероживанию. Нагрев их под закалку и отжиг следует проводить с предохранительными мерами против обезуглероживания.

По химическому составу и степени легированности инструментальные стали подразделяются на инструментальные нелегированные, легированные инструментальные и быстрорежущие стали. Для режущих инструментов преимущественно применяют быстрорежущие стали (углеродистые стали с суммарным содержанием легирующих элементов до 30% и более), а также в относительно небольших количествах заэвтектоидные углеродистые стали с содержанием углерода C 0,7-1,3% (инструментальные нелегированные стали) и средним суммарным содержанием легирующих элементов (кремния Si, марганца Mn, хрома Cr, вольфрама W и др.) от 1,0 до 3,0% (легированные инструментальные стали).

Примечание. Некоторые марки легированных инструментальных сталей могут содержать легирующих элементов до 10% и более (Х12М, Х12Ф1, ШХ15 и др.)

Основные физико – механические и технологические свойства и области применения наиболее распространенных инструментальных сталей приведены табл. 2.1

Примечания:

1 Теплостойкость оценивается температурой отпуска в течение 4ч, после которого твердость стали будет составлять 58 HRC.

2 К_обр и К_vтс – коэффициенты обрабатываемости стали в состоянии поставки соответственно быстрорежущим и твердосплавным резцами.

3 Шлифуемость оценивается при шлифовании стали

в термически обработанном состоянии.

2.1 Инструментальные нелегированные стали

Ранее других материалов для изготовления режущих инструментов начали применять инструментальные нелегированные стали (углеродистые инструментальные стали). До 70-х годов ХІХ века эти стали были единственным материалом для изготовления металлорежущих инструментов. Все инструменты, начиная от напильников и кончая фрезами, изготовлялись из углеродистых сталей. В настоящее время наибольшее применение находят стали марок У7, У7А, …, У12, У12А. Их химический состав (табл. 2.2) регламентируется ДСТУ 3833 – 98 (ГОСТ 1435 – 99).

Инструментальные нелегированные стали обозначаются буквой У, за которой следует цифра, характеризующая среднее массовое содержание углерода в стали в десятых долях процентов, умноженное на 10. Так, в стали У7 содержание углерода составляет в стали У10 - 1%. Преимущественное применение для режущих инструментов имеют инструментальные нелегированные стали с буквой А в конце (У7А, У8А, …, У12А), что соответствует высококачественным сталям с пониженным содержанием вредных примесей (фосфора (до 0,025%) и серы (до 0,018%)). Помимо железа и углерода, эти стали содержат кремний (0,17 – 0,33%) и марганец (0,17 – 0,33% - качественные и 0,17 – 0,28% высококачественные).

Примечание. В сталях У8Г и У8ГА содержится марганец в количестве 0,33-0,58 % (табл. 2.2).

Таблица 2.1 - Основные физико – механические и технологические свойства и области применения наиболее распространенных инструментальных сталей

Марка стали	Плотность, г/см^3	Твердость после отжига, НВ	После закалки и отпуска	Процент карбидной фазы	Шлифуемость (Кш)	Теплостойкость, °С	Обрабатываемость	Область преимущественного применения
sи, МПа	ан ×10^5, Дж/м^2	HRС	Кобр	Кvтс
Инструментальные нелегированные стали
У7, У7А	7,83	£ 187	< 2100	0,38	³ 61	10,0-12,0	Хорошая	200-220	1,2	1,2	Зубила, долота, стамески, лезвия ножниц для резки металлов, рашпили, топоры, колуны и др.
У8, У8А	7,83	£ 187		-	³ 61	11,0-13,0	Хорошая	200-220	1,1	1,2	Зубила, бородки, кернеры, лезвия ножниц для резки металлов, пуансоны для холодной штамповки, рашпили, топоры, колуны и др.
У10, У10А	7,81	£ 212	< 2380	0,2	³ 61	14,0-16,0	Хорошая	220-250	1,0	1,1	Метчики ручные, развертки мелкоразмерные, рашпили, надфили, пилы для обработки древесины, лезвия ножниц для резки металлов, матрицы для холодной штамповки, гладкие калибры, топоры, колуны и др.
У12, У12А	7,81	£ 217	£ 1720	0,2	³ 62	17,0-18,5	Хорошая	220-250	0,8	0,9	Метчики ручные, метчики машинные мелкоразмерные, плашки круглые и развертки мелкоразмерные, рашпили, надфили и др.
Легированные инструментальные стали
Х	7,83	£ 229		0,5	³ 62	14,5-16,5	Удовл.	240-250	0,5	0,9	Резцы для обработки мягких материалов с небольшой скоростью, детали винторезных головок, кернеры, пильные цепи, штампы высадочные, токарные, долбежные и строгальные резцы, измерительный инструмент: концевые меры длины, гладкие и резьбовые калибры и др.
9ХС	7,83	£ 241	< 2200	0,25	³ 62	12,5-14,0	Удовл.	240-250	0,5	0,9	Плашки круглые, развертки ручные, сверла, фрезы др. инструменты для обработки мягких металлов, корпусы сверл и зенкеров, оснащенных пластинками твердого сплава, штампы для листовой штамповки и др.

Продолжение таблицы 2.1

ХВГ	7,83	£ 2550	< 3400		³ 61	14,0-16,0	Удовл.	200-220	0,5	0,8	Резьбовые калибры, удлиненные инструменты: протяжки и другой инструмент с большим отношением длины к диаметру или толщине
Х6ВФ	7,83	£ 229			³ 60	12,0-14,0	Удовл.	400-500	0,5	0,9	Резьбонакатный инструмент (ролики и плашки), дереворежущий инструмент, ручные ножовочные полотна, штампы (вырубные, отрезные, дыропробивные), ножи для резки металла и др.
Х12Ф1	7,83	£ 255		2,95	³ 62	15,0-17,0	Удовл.	490-510	0,3	0,8	Резьбонакатный инструмент (ролики и плашки), штампы для холодной штамповки, рубаночные и фуганочные ножи и др. инструмент для обработки древесины и неметаллических материалов
ХВСГФ	7,83	£ 255			³ 61	14,0-15,5	Удовл.	200-220	0,5	0,8	Плашки круглые, развертки ручные и др. инструмент, изготовляемый из стали 9ХС
11ХФ	7,82			2,7	³ 63	14,5-16,0	Удовл.	240-250	0,6	0,9	Для метчиков и др. режущего инструмента диаметром до 30 мм охлаждением при закалке в горячих средах
Быстрорежущие стали
Р18	8,75		2900 - 3100	3,0		-	Хорошая (1,0)		0,5	1,0	Все виды режущих инструментов при обработке углеродистых нелегированных конструкционных сталей
Р6М5	8,15		3300 - 3400	4,8		-	Хорошая (0,8)		0,5	1,0	То же, что и для стали Р18, предпочтительно для изготовления резбонарезного инструмента, а также для инструмента, работающего с ударными нагрузками
Р9К5	8,25			0,7		-	Пониж. (0,7)		0,3	0,70	Для различных режущих инструментов при обработке нержавеющих, жаропрочных и высокотвердых сталей
Р6М5Ф3	8,15		3300 - 3400	4,8		-	Хорошая (0,8)		0,4	0,65	Для чистовых и получистовых режущих инструментов (фасонные резцы, развертки, протяжки, фрезы и др.) при обработке нелегированных и легированных конструкционных сталей
Р6М5К5	8,15			2,75		-	Хорошая (0,8)		0,4	0,75	Для черновых и получистовых режущих инструментов при обработке улучшенных легированных, а также нержавеющих сталей

Таблица 2.2 - Химический состав нелегированных и легированных инструментальных сталей

Марка стали	Массовая доля, %
Углерод	Марганец	Молибден	Ванадий	Кремний	Вольфрам	Хром
Инструментальные нелегированные стали
У7, У7А	0,65-0,74	0,17-0,33	-	-	0,17-0,33	-	-
У8, У8А	0,75-0,84	0,17-0,33 0,17-0,28	-	-	0,17-0,33	-	-
У8Г, У8ГА	0,80-0,90	0,33-0,58	-	-	0,17-0,33	-	-
У9, У9А	0,85-0,94	0,17-0,33 0,17-0,28	-	-	0,17-0,33	-	-
У10, У10А	0,95-1,09	0,17-0,33 0,17-0,28	-	-	0,17-0,33	-	-
У12, У12А	1,10-1,29	0,17-0,33 0,17-0,28	-	-	0,17-0,33	-	-
Легированные инструментальные стали
Х	0,95-1,10	0,15 0,45	-	-	0,10-0,40	-	1,30-1,65
9ХС	0,85-0,95	0,30-0,60	-	-	1,20-1,60	-	0,95-1,25
ХГС	0,95-1,05	0,85-1,25	-	-	0,40-0,70	-	1,30-1,65
ХВГ	0,90-1,05	0,80-1,10	-	-	0,10-0,40	1,20-160	0,90-1,20
Х6ВФ	1,05-1,15	0,15 0,40	-	0,50-0,80	0,15-0,35	1,10-1,50	5,50-6,50
11ХФ	1,05-1,15	0,40-0,70	-	0,15 0,30	0,15-0,35	-	0,40-0,70
Х12Ф1	1,25-1,45	0,15 0,40	-	0,70-0,90	0,15-0,35	-	11,00-12,50
ХВСГФ	0,95-1,05	0,60-0,90		0,05-0,15	0,65-1,00	0,60-0,80	0,05-1,10
7ХГ2ВМФ	0,68-0,75	1,80-2,30	0,50-0,80	0,10-0,25	0,20-0,40	0,55-0,90	1,50-1,80
9Х5ВФ	0,85-1,00	0,15 0,40	-	0,15 0,30	0,10-0,40	0,80-1,20	4,50-5,50
12Х1	1,15-1,25	0,30-0,60	-	-	0,15-0,35	-	1,30-1,65

... а) б) в) г) д) е) Рисунок 2.3 - – Шкалы для оценки микроструктуры углеродистой инструментальной стали: формы перлита (а – в) и цементитной сетки (г – е)

Оценка микроструктуры инструментальных нелегированных сталей производится по ДСТУ 3833-98 (ГОСТ 1435-99) с помощью 10 (баллы №1…№10) эталонов микроструктуры (перлита) (рис. 2.3 а-в) и 5-бальной двухрядной шкалы (баллы №1…№5) остатков цементитной сетки (рис. 2.3 г – е). В шкале для оценки формы перлита балл 1 (а) соответствует содержанию от 80% до 100% мелкопластинчатого сорбитообразного перлита, балл 4 (б) - от 80% до 100% зернистого перлита, балл 10 (в) – свыше 90% до 100% крупнопластинчатого перлита.

Примечание. По ДСТУ 3833-98 (ГОСТ 1435-99) формы перлита, соответствующие баллам 1 и 10, не допускаются для всех марок инструментальных нелегированных сталей. Для сталей У10, У10А, У12 и У12А дополнительно не допускаются формы перлита, соответствующие баллам 2 и 9.

Шкала для оценки цементитной сетки включает два ряда возможных эталонов цементитной сетки, которые отличаются размерами ячеек в ней. Каждый ряд имеет по 5 эталонов. 1-й ряд – крупноячеистая сетка (средний относительный диаметр ячейки приблизительно равен 0,045 мм); 2-й ряд – мелкоячеистая сетка (диаметр ячейки - менее 0,025мм). Балл 1 (г)соответствует практически равномерному распределению цементитных частиц и полному отсутствию остатков цементитной сетки (не допускается). Балл 3 (д) соответствует структуре с наличием цепочек цементитных частиц в виде обрывков слабо выраженной сетки. Балл 5 (е) – цепочки цементитных частиц образуют сетку с замкнутыми ячейками. В соответствии с ДСТУ 3833-98 (ГОСТ 1435-99) цементитная сетка в микроструктуре (баллы 4 и 5) не допускается.

Характерной особенностью инструментальных нелегированных сталей является их неглубокая прокаливаемость: высокая твердость получается лишь в поверхностных слоях.

В настоящее время нелегированные углеродистые стали имеют ограниченное применение вследствие невысоких режимов резания, которые они допускают. Применяются они, как правило, для ручных инструментов.

К недостаткам инструментальных нелегированных углеродистых сталей относится и необходимость резкого охлаждения при закалке (охлаждение в воде), что приводит к значительным внутренним напряжениям и деформациям (короблению) инструмента.

2.2 Легированные инструментальные стали

Легированные инструментальные стали по своему химическому составу отличаются от высококачественных инструментальных нелегированных сталей наличием одного либо нескольких легирующих элементов, обозначаемых в марках буквами русского алфавита: хрома (Х), вольфрама (В), ванадия (Ф), кобальта (К), молибдена (М), кремния (С), марганца (Г) и др. Начало промышленного использования легированных инструментальных сталей отмечается с последней трети ХІХ века.

Примечание. Инструментальные легированные стали обозначаются цифрой, характеризующей массовое содержание углерода в стали в десятых долях процента (если цифра отсутствует, содержание углерода около 1%), за которой следуют буквы, соответствующие легирующим элементам, и цифры, обозначающие содержание элемента в процентах (если цифра отсутствует, то это соответствует 1% содержания указанного элемента). Так, в стали 9ХС содержание углерода составляет 0,9%, хрома и кремния по 1%; в стали Х12Ф1 содержание углерода составляет 1%, хрома 12%, ванадия 1%

Микроструктура легированных инструментальных сталей оценивается по ГОСТ 5950 –73 структурой перлита (шкала 1), карбидной неоднородностью для различных групп сталей (шкалы 2 и 3) и карбидной сеткой (шкала 4). Шкала 1 включает 10 микрофотографий (10 баллов) возможных микроструктур отожженной или высокоотпущенной стали. Микроструктура баллов 1 – 5 представляет собой структуры зернистого перлита с размерами зерен цементита менее 10 мкм (рис. 2.4а), баллов 6 – 10 – структуры зернистого перлита с постоянно возрастающим количеством пластинчатого перлита (по площади). Например, в микроструктуре, соответствующей 6-му баллу, содержится до 10% пластинчатого перлита (рис. 2.4б), а 10-му – 100% (рис. 2.4в). Оценка карбидной сетки производится по 6 – балльной шкале. Балл 1 (рис. 2.4г)соответствует практически равномерному распределению карбидных частиц и полному отсутствию остатков карбидной сетки. Балл 4 (рис. 2.4д) соответствует структуре с наличием цепочек цементитных частиц в виде обрывков слабо выраженной сетки. Балл 6 (рис. 2.4е) – цепочки карбидных частиц образуют сетку с замкнутыми ячейками.

Оценка карбидной неоднородности (карбидная строчечность, неравномерное скопление карбидов на отдельных участках и т.п.) инструментальных легированных сталей после термической обработки (закалка – отпуск) производится по 10 – балльной шкале.

Балл 1 соответствует равномерному распределению карбидов (рис. 2.4ж). Баллы 2 – 9 характеризуют микроструктуры с увеличивающимися по мере увеличения балла полосчастостью, строчечностью, деформированностью сетки и наличием участков карбидной эвтектики.

Например, балл 6 соответствует структуре с деформированной сеткой эвтектических карбидов (рис. 2.4з), а балл 10 – литой стали (рис. 2.4е). Большинство марок горячекатаной, кованой и калиброванной легированной инструментальной стали должны соответствовать следующим нормам: зернистый перлит – баллам 1- 6; остатки карбидной сетки – баллам 3 -4; карбидная неоднородность - баллам 4 -6.

... а) б) в) г) д) е) ж) з) и) Рисунок 2.4 - Шкалы для оценки микроструктуры легированной инструментальной стали: структуры перлита (а – в), карбидной сетки (г – е) и карбидной неоднородности (ж – и)  

Марки инструментальных легированных сталей и их химический состав регламентируется ГОСТ 5950-2000. Для режущих инструментов чаще всего используются низколегированные стали марок Х12М, В2Ф, Х6ВФ, ХВСГ, ХВГ, 9ХС и др.

2.3 Быстрорежущие стали

Появившись в самом начале ХХ века быстрорежущие стали и в настоящее время еще являются основными материалами для изготовления режущих инструментов (до 60%), несмотря на то, что инструменты из твердого сплава, керамики и СТМ обеспечивают более высокую производительность обработки и износостойкость.

Быстрорежущие стали отличаются от легированных инструментальных наличием в них значительно большего количества (до 30% и более) карбидообразующих элементов (вольфрама, ванадия, молибдена и др.), существенно улучшающих режущие свойства стали.

Примечание. В обозначении быстрорежущей стали буква Р означает, что сталь быстрорежущая, а следующая за буквой цифра – содержание средней массовой доли вольфрама W в процентах. Другие буквы обозначают легирующие элементы: М – молибден Mo, Ф – ванадий V, К – кобальт Co, А – азот N. Цифры, следующие за этими буквами, означают среднюю массовую долю соответствующего элемента в процентах. В обозначении марки стали не указывают массовую долю: хрома (при любой массовой доле), молибдена (до 1%), ванадия (до 2%), углерода (1%) Если же содержание элементов превышает указанные пределы, то они обязательно присутствуют в обозначении быстрорежущей стали. Например, быстрорежущая сталь марки 11Р3АМ3Ф2, кроме некоторых элементов в указанных пределах (хром) и железа, содержит около 1,1% углерода, 3% вольфрама, 1% азота, 3% молибдена и 2% ванадия

Чтобы придать стали свойство высокой теплостойкости (красностойкости), необходимо задержать процесс выделения карбидов из мартенсита, приводящий к его обеднению углеродом и понижению твердости. Это обеспечивается большим количеством легирующих элементов, которые прочно удерживают атомы углерода, образуя легированные карбиды, начинающие выделяться из мартенсита при более высокой температуре. В быстрорежущей стали карбиды начинают выделяться из мартенсита при температуре свыше 450°, но выделяются они вначале в чрезвычайно мелком - дисперсном - виде, и падения твердости не происходит. Лишь при температуре свыше 600° образуются крупные карбиды, и твердость начинает значительно падать. Но одного подбора химического состава, оказывается, еще недостаточно для получения стали с высокой теплостойкостью. Для этого еще необходима особая термическая обработка стали.

Особенность термической обработки быстрорежущей стали состоит в том, что нагрев под закалку производится до очень высоких температур (1260 - 1300°С).

Такая высокая температура нагрева под закалку вызывается стремлением растворить в аустените как можно больше легированных карбидов. Чем выше температура, тем большее количество карбидов растворяется в аустените. Если температура нагрева под закалку будет занижена, то большее количество карбидов останется в свободном виде вне раствора. Сталь будет износостойкой, но с низкой теплостойкостью. Зависимость стойкости инструмента Т от температуры нагрева под закалку Θ_з представлена на рис. 2.5.

Рисунок 2.5 - График изменения режущих свойств быстрорежущей стали в зависимости от температуры закалки

Растворение легированных карбидов в аустените обогащает аустенит и получающийся затем из аустенита мартенсит - углеродом и легирующими элементами. Благодаря обогащению углеродом мартенсит получается твердым, а вследствие обогащения легирующими элементами он становится более устойчивым: как уже было сказано, легирующие элементы прочно удерживают атомы углерода в мартенсите.

Верхний предел температур ограничивается двумя факторами: 1) оплавлением режущей кромки; 2) ростом зерен аустенита, что приводит к получению крупнозернистого мартенсита. Рост зерна стали - крайне нежелательное явление, так как сталь с крупным зерном обладает меньшей вязкостью и повышенной хрупкостью. Чем больше в стали вольфрама и ванадия, тем сталь меньше склонна к росту зерна. Поэтому сталь Р18, содержащая примерно 18% вольфрама и 1,2% ванадия, имеет наиболее широкий интервал (промежуток) закалочных температур и менее «капризна» при термической обработке.

Быстрорежущая сталь плохо проводит тепло, поэтому она очень чувствительна к резким переменам температуры. Чтобы уменьшить перепад температур при нагревании, закалку сложного инструмента проводят с двумя подогревами: первый подогрев выполняется в электропечи до температуры 450 - 500°С, затем инструмент переносится в соляную ванну, где совершается второй подогрев до температуры 800 - 850°С, и лишь после этого в следующей соляной ванне производится окончательный нагрев до температуры 1260 - 1300°С.

Быстрорежущая сталь является самозакаливающейся сталью, т. е. получает высокую твердость даже при охлаждении на воздухе. Однако более высокие режущие свойства она получает при охлаждении в масле, поэтому закаливают ее обычно в масле.

В процессе закалки аустенит быстрорежущей стали превращается в мартенсит. Вследствие большой устойчивости легированного аустенита он не успевает весь превратиться в мартенсит. Часть аустенита остается неразложившейся, в виде так называемого остаточного аустенита. Таким образом, после закалки аустенит быстрорежущей стали состоит из мартенсита, небольшого количества нерастворившихся карбидов и остаточного аустенита.

Твердость быстрорежущей стали после закалки равна 61-65 HRC. Твердость аустенита значительно ниже, чем мартенсита, поэтому желательно весь аустенит превратить в мартенсит. Эту задачу выполняет отпуск. Отпуск быстрорежущей стали следует производить незамедлительно после закалки.

Отпуск преследует две цели: 1) перевести остаточный аустенит в мартенсит (этот мартенсит называется вторичным) и 2) снять внутренние напряжения, возникшие в процессе закалки. В отличие от углеродистой стали отпуск быстрорежущей стали не понижает твердость, а увеличивает ее за счет выделения карбидов и превращения остаточного аустенита во вторичный мартенсит. Вторичный мартенсит обладает большей теплостойкостью, чем первичный, так как образуется он из более устойчивого остаточного аустенита. Во время отпуска остаточный аустенит претерпевает как бы вторичную закалку.

Например, для стали Р18: температура отпуска равна 550 - 570°С, продолжительность выдержки при этой температуре составляет около часа, затем производится охлаждение на воздухе.

Для более полного превращения остаточного аустенита в мартенсит необходимо делать многократный отпуск (для стали Р18 – двух-, трехкратный). После отпуска быстрорежущая сталь имеет твердость 62 - 65 HRC и приобретает еще более высокую теплостойкость.

Для целого ряда быстрорежущих сталей характерным является наличие избыточных карбидов, при большом количестве которых может также наблюдаться значительная карбидная неоднородность (рис. 2.6), которую для быстрорежущих сталей характеризуют по двум шкалам карбидным баллом от 1 до 8 (ГОСТ 19265 – 73).

Шкала 1 применяется для стали марок Р18, Р12Ф3, Р18К5Ф2, Р9М4К8. Шкала 2 – для марок Р9, Р6М5, Р6М5Ф3, 11Р3АМ3Ф2, Р9К5, Р6М5К5, Р2АМ9К5.

Балл 1 соответствует равномерному распределению карбидов в тонкой полосчатой структуре с короткими разорванными полосами или скоплениями карбидов шириной до 2мм (для высоковольфрамовых сталей) и 1мм (для низковольфрамовых и вольфрамомолибденовых сталей). Балл 8 соответствует структуре с малодеформированной разорванной сеткой и скоплениями карбидов шириной до 25мм (для высоковольфрамовых сталей) и 18мм (для низковольфрамовых и вольфрамомолибденовых сталей). При этом под полосой понимается скопление карбидов, длина которого больше или равна 5-кратной ширине, и две рядом лежащие полосы принимаются за одну, если расстояние между ними меньше ширины более узкой полосы.

Карбидная неоднородность вызывает неравномерное распределение по поперечному сечению инструмента легирующих элементов после его закалки и отпуска и способствует возникновению закалочных трещин. В результате этого инструмент из быстрорежущей стали с большой карбидной неоднородностью имеет пониженные стойкость, хрупкую прочность и приобретает склонность к выкрашиванию лезвий. Уменьшению балла карбидной неоднородности быстрорежущей стали способствует уменьшение в ее составе вольфрама, введение в него молибдена, неоднократная проковка (для литых сталей) и др.

а) б) в) г) д) е) Рисунок 2.6 - Шкалы для оценки карбидной неоднородности быстрорежущей стали по шкалам 1 (а – в) и 2 (г – е): а, г – балл1; б, д – балл5; в, е – балл 10

Марки и химический состав быстрорежущих сталей регламентируются ГОСТ 19265 – 73 (табл. 2.3).

Примечание. Во всех марках быстрорежущих сталей, кроме указанных в табл. 2.3 элементов, содержится: по 0,2-0,5% марганца и кремния, 0,6% никеля, 0,25% меди, по 0,03% фосфора и серы

Быстрорежущие стали условно можно разделить на две группы: нормальной производительности (умеренной теплостойкости) и повышенной производительности (повышенной теплостойкости).

К сталям нормальной производительности (теплостойкости) относятся вольфрамовая Р18 и вольфрамомолибденовая Р6М5 стали. Молибден является химическим аналогом вольфрама и на структурные превращения в быстрорежущей стали влияет так же, как и вольфрам. Но молибден является более сильнодействующим легирующим элементом, обеспечивая быстрорежущей стали ту же теплостойкость, что и вольфрам, если соотношение по весу указанных элементов составляет Мо:W=1:1,5. Поэтому для повышения теплостойкости в вольфрамомолибденовой стали Р6М5 относительное (вольфрам – молибден) содержание молибдена составляет 40 – 50%, а вольфрама соответственно 60 – 50%. Замена в быстрорежущей стали вольфрама молибденом несколько снижает их теплостойкость, но по прочности (s_и и а_н) они превосходят сталь Р18 (см. табл. 2.1).

Эти стали имеют твердость в закаленном состоянии 63-64 HRC, предел прочности при изгибе 2900-3400 МПа, ударную вязкость 2-4,8 Дж/м² и теплостойкость 600-620°С. Вольфрамомолибденовые стали более пластичны и лучше куются, а их карбидная неоднородность на 2 бала ниже, чем у стали Р18. Несколько меньшая теплостойкость и большая механическая прочность вольфрамомолибденовых сталей определяют и область их применения. В частности, сталь Р6М5 целесообразно применять при меньших скоростях резания, но с большими сечениями срезаемого слоя, т.е. при тяжелом силовом режиме.

Указанные стали вследствие их высокой пластичности пригодны для изготовления инструментов методами пластического деформирования. При изготовлении режущих инструментов в настоящее время наиболее широкое распространение из сталей нормальной производительности получила молибденовая быстрорежущая сталь марки Р6М5, благодаря не только пониженному (по сравнению, например, со сталью Р18) содержанию дорогостоящего и дефицитного вольфрама, но и лучшим показателям по некоторым основным «режущим» свойствам: меньшая плотность, что так же делает ее более экономичной; большая прочность при изгибе s_и; большая ударная вязкость а_н (см. табл. 2.1); более высокая пластичность (табл. 2.4).

Таблица 2.3 - Марки и химический состав быстрорежущих сталей

Марка стали	Массовая доля, %
Углерод	Хром	Вольфрам	Ванадий	Кобальт	Молибден	Азот
Стали нормальной производительности (умеренной теплостойкости)
Р18	0,73-0,83	3,80-4,40	17,00-18,50	1,00-1,40	н.б. 0,50	н.б. 1,00	-
Р6М5	0,82-0,90	3,80-4,40	5,50-6,50	1,70-2,10	н.б. 0,50	4,80-5,30	-
Стали повышенной производительности (повышенной теплостойкости)
11РЗАМ3Ф2	1,02-1,12	3,80-4,30	2,50-3,30	2,30-2,70	н.б. 0,50	2,50-3,00	0,05-0,10
Р6М5Ф3	0,95-1,05	3,80-4,30	5,70-6,70	2,30-2,70	н.б. 0,50	4,80-5,30	-
Р12Ф3	0,95-1,05	3,80-4,30	12,0-13,0	2,50-3,00	н.б. 0,50	н.б. 0,50	-
Р18К5Ф2	0,85-0,95	3,80-4,40	17,0-18,50	1,80-2,20	4,70-5,20	н.б. 1,00	-
Р9К5	0,90-1,0	3,80-4,40	9,00-10,00	2,30-2,70	5,00-6,00	н.б. 1,00	-
Р6М5К5	0,94-0,92	3,80-4,30	5,70-6,70	1,70-2,10	4,70-5,20	4,80-5,30	-
Р9М4К8	1,0-1,10	3,00-3,60	8,50-9,50	2,30-2,70	7,50-8,50	3,80-4,30	-
Р2АМ9К5	1,0-1,10	3,80-4,40	1,50-2,00	1,70-2,10	4,70-5,20	8,00-9,00	0,05-1,10
Стали высокой теплостойкости
В11М7К23	0,10	-	11,00	0,50	23,00	7,00	-
В14М7К25	0,10	-	14,00	0,50	25,00	7,00	-
3В20К20Х4Ф	0,25	4,00	20,00	1,00	20,00	-	-

Примечания: 1 По требованию потребителя изготовляют стали марок Р6М5 и Р6М5Ф3 с легированием азотом (массовая доля азота от 0,05 до 0,10%). В этом случае обозначение марок Р6АМ5 и Р6АМ5Ф3

2 Н.б. – не более

Таблица 2.4 - Технологические свойства быстрорежущих сталей

Марка стали	Пластичность при температуре, °С	Склонность к перегреву	Склонность к обезуглероживанию
А11Р3МФ2	5,0	5,7	6,6	5,5	Да	Повышенная
Р6М5	9,5	9,4	7,4	5,2	«	«
Р6М5К5	5,5	7,1	6,5	5,56	«	«
Р9К5	6,1	7,5	6,1	5,7	«	«
Р9М4К8	4,9	6,8	7,1	5,6	«	«
Р12Ф3	4,4	7,6	6,8	6,2	«	Удовлетворительная
Р18	4,0	5,1	5,6	4,9	Нет	«
Примечание. Пластичность υ=0,628n, где n – число оборотов, на которые закрутился образец при испытании

Вместе с тем в отличие от стали Р18 она более склонна к перегреву и обезуглероживанию, что приводит и к более высоким требованиям к технологии изготовления и восстановления (заточки) инструментов из этой стали. В настоящее время объем производства стали Р6М5 достигает 80% от всего объема выпуска быстрорежущих сталей. Она используется при обработке конструкционных сталей, чугунов, цветных металлов, дерева, пластмасс и других материалов.

Стали повышенной производительности(теплостойкости) характеризуются повышенным содержанием ванадия (ванадиевые стали) и кобальта (кобальтовые стали).

Среди ванадиевых быстрорежущих сталей наибольшее применение получила марка Р6М5Ф3. Увеличение содержания ванадия в мартенсите стали повышает ее вторичную твердость, теплостойкость (см. табл. 2.1) и сопротивление малым пластическим деформациям. Значительное уменьшение вольфрама (по сравнению со сталью Р18) компенсируется увеличением ванадия. Поэтому ванадиевые стали более твердые, теплостойкие и износостойкие, чем стали Р18 и Р6М5. Твердость ванадиевых сталей может достигать 67 HRC, а теплостойкость - до 640 - 650°С. При этом плотность стали Р6М5Ф3 (8,15 г/см³) меньше плотности быстрорежущей стали Р18 (8,75 г/см³), что делает ее более экономичной как за счет уменьшения количества вольфрама, так и за счет уменьшения удельного веса, что позволяет при одинаковой массе получить примерно на 10% большую (при одинаковом диаметре) длину, например, катаных прутков. Кроме того, меньшее количество вольфрама почти на 2 балла уменьшает карбидную неоднородность.

Вместе с тем наряду с высокой износостойкостью стали с повышенным содержанием ванадия обладают худшей шлифуемостью из-за присутствия более твердых и менее теплопроводных карбидов ванадия (VC). Твердость последних не уступает твердости зерен электрокорундового шлифовального круга (Al₂O₃). Кроме того, выделение карбидов ванадия при отпуске некоторых ванадиевых сталей может приводить к некоторому снижению их прочности и вязкости (например, у стали Р18Ф2), т.е. делать их менее прочными по сравнению со сталью Р18.

По шлифуемости все быстрорежущие стали в зависимости от содержания ванадия можно разделить на 4 группы.

Группа 1 Содержание ванадия до 1,4% и относительная шлифуемость 1,0. В эту группу входит сталь Р18.

Примечание. При оценке быстрорежущей стали по критерию «обрабатываемость при шлифовании» за единицу принята шлифуемость стали Р18 как обладающая наилучшей шлифуемостью

Группа 2 Содержание ванадия 1,7-2,2% и относительная шлифуемость 0,5- 0,95. В эту группу входят стали Р6М5, Р6М5К5, Р2АМ9К5 и др.

Группа 3 Содержание ванадия 2,3-3,3% и относительная шлифуемость 0,3-0,5. В эту группу входят стали 11РЗАМ3Ф2, Р6М5Ф3, Р12Ф3, Р9М4К8 и др.

Группа 4 Содержание ванадия более 4% и относительная шлифуемость 0,2-0,3. В эту группу входят стали Р12Ф4К5, Р14Ф4, Р9Ф5 и др.

Стали с пониженной шлифуемостью склонны к прижогам, т.е. к изменению структуры приповерхностных слоев стали после шлифования или заточки, появлению вторичной закалки или зон вторичного отпуска с пониженной твердостью.

Следствием прижогов может быть значительное снижение стойкости инструмента.

Однако проблема «шлифуемости» высокованадиевых быстрорежущих сталей может быть успешно решена применением при заточке и доводке режущих инструментов абразивных кругов с зернами из СТМ на основе кубического нитрида бора (КНБ).

Ванадиевые быстрорежущие стали находят применение для инструментов несложных форм в условиях чистового и получистового резания материалов, обладающих повышенными абразивными свойствами.

В противоположность вольфраму, ванадию, молибдену и хрому кобальт в стали карбидов не образует. Однако кобальт является элементом, наиболее сильно увеличивающим твердость и теплостойкость, что объясняется образованием в ее структуре интерметаллидов в дисперсном состоянии. Кобальтовые стали являются одними из наиболее теплостойких быстрорежущих сталей. Весьма ценным свойством кобальта является его повышенная теплопроводность, что, как правило, сопровождается значительно меньшим (при прочих равных условиях) уровнем температуры резания. Шлифуемость кобальтовых сталей лучше, чем ванадиевых. К недостаткам кобальтовых сталей следует отнести пониженную по сравнению с ванадиевыми сталями механическую прочность и повышенную хрупкость (см. табл. 2.1). Присутствие кобальта также несколько увеличивает карбидно-интерметаллидную неоднородность. Кроме того, кобальтовая сталь склонна к обезуглероживанию и является одной из наиболее дорогих: ее стоимость примерно в 2 раза превышает стоимость стали Р18. Однако вследствие высоких теплостойкости и износостойкости стоимость обработки инструментами из кобальтовых сталей ниже, чем при использовании многих других быстрорежущих сталей. Как правило, кобальтовые быстрорежущие стали используются для обработки жаропрочных и нержавеющих сталей и сплавов, а также конструкционных сталей повышенной прочности. Период стойкости инструментов из таких сталей в 3-5 раз выше, чем из сталей Р18 и Р6М5. Среди кобальтовых быстрорежущих сталей наибольшее применение получила марка Р6М5К5, благодаря благоприятному сочетанию высоких режущих свойств (см. табл. 2.1) с пониженным содержанием вольфрама.

2.4 Основные тенденции совершенствования инструментальных сталей

Следует отметить, что за последние несколько десятилетий существенных изменений в сортаменте марок нелегированных и легированных инструментальных сталей практически не произошло, однако наблюдается устойчивая тенденция снижения их доли в общем объеме используемых инструментальных материалов.

Для быстрорежущей стали, в отличие от нелегированной и легированной инструментальных сталей, в последние 15 – 20 лет наблюдается значительное изменение марочного состава, что связано как с расширением номенклатуры обрабатываемых материалов и повышением требований к инструментам, так и с совершенствованием технологий производства сталей и их термической обработки.

Основные изменения в номенклатуре быстрорежущих сталей можно свести к следующим:

- увеличение выпуска (до 10 – 20% от общего объема) быстрорежущих сталей повышенной производительности;

- замена вольфрамовых сталей новыми комплексно легированными вольфрамомолибденованадиевыми и вольфрамо - молибденованадиекобальтовыми сталями (сталями высокой теплостойкости);

- создание и использование «сверхбыстрорежущих» сталей высокой вторичной твердости (68 – 70 HRC) и теплостойкости (640 – 650°С), а также сталей с интерметаллидным упрочнением и теплостойкостью 680 – 700°С;

- разработка наиболее рациональных составов быстрорежущих сталей, предназначенных для производства методами порошковой металлургии (порошковых быстрорежущих сталей);

- разработка новых экономно легированных быстрорежущих сталей.

2.4.1 Быстрорежущие стали повышенной производительности

В последние годы ведутся работы по улучшению режущих свойств сталей нормальной производительности. Одним из направлений является повышение содержания углерода с 0,8 до 1,0% в сталях типа Р6М5 и Р8М3. Разработанные марки сталей 10Р6М5 и 10Р8М3 выгодно отличаются более широким интервалом закалочных температур (1160-1220°С), который позволяет целенаправленно изменять свойства стали при термообработке. Эти быстрорежущие стали имеют на 20 - 30% большую износостойкость, чем стали Р6М5 и Р18, и дают возможность «резать» закаленные стали твердостью до НRС 30. Например, концевые фрезы из стали 10Р6М5 имеют стойкость при обработке конструкционных сталей на 50% выше, чем фрезы из стали Р6М5. Стойкость протяжек из стали 10Р8М3 на 30% выше, чем из стали Р18. Перспективным направлением улучшения режущих свойств быстрорежущих сталей нормальной производительности является их дополнительное легирование цирконием, азотом, ванадием, кремнием и другими элементами. Например, для изготовления сверл, зенкеров, разверток, фрез, метчиков применяется сталь Р6М5Ц, легированная цирконием. Успешно применяются развертки при обработке широкой номенклатуры материалов от жаропрочных и титановых сплавов до углеродистых сталей и неметаллических материалов, изготовленные из стали Р3М3Ф3Б2 (ЭП785Б), легированной ванадием и ниобием. Сталь Р6М5Ф3 используется для изготовления протяжек на многих автозаводах. Стойкость этих протяжек на 30% выше, чем из стали Р18. Проходят промышленные испытания сталь Р6М5Ф2С, легированная кремнием, и стали АР6М5 и А11Р3М3Ф2, легированные азотом.

2.4.2 Быстрорежущие стали высокой теплостойкости

Стали высокой теплостойкости характеризуются пониженным содержанием углерода (до 0,3%), но весьма большим количеством легирующих элементов – В11М7К23, В14М7К25, 3В20К20Х4Ф (табл. 2.3). В отличие от упрочнения карбидами, что характерно для быстрорежущих сталей, упрочнение этих сталей реализуется при дисперсионном твердении интерметаллидами типа (Fe,Co)₇´(W,Mo)₆. Их высокая теплостойкость и износостойкость определяются повышением уровня температур, приводящих к фазовым превращениям, и большой сопротивляемостью коагуляции интерметаллидной фазы. Они имеют твердость 69-70 HRC и теплостойкость 700…720°С. Наиболее рациональная область их использования – резание труднообрабатываемых материалов и титановых сплавов. В последнем случае период стойкости инструментов из сталей высокой теплостойкости в зависимости от обрабатываемого материала и условий обработки может быть в 60 раз выше, чем из стали Р18, и в 8-15 раз выше, благодаря своей значительно большей прочности (до 2500 МПа), чем из твердого сплава ВК8.

Значительными недостатками этих сталей является их меньшая по сравнению с традиционно применяемыми быстрорежущими сталями прочность при изгибе и относительно плохая обрабатываемость в отожженном состоянии при изготовлении инструмента. Вместе с тем, учитывая то, что эти стали содержат относительно небольшое количество ванадия (см. табл. 2.3), они лучше обрабатываются шлифованием в закаленном состоянии, что позволяет эффективно их применять в тех случаях, когда определяющее значение имеет критерий «обрабатываемость при шлифовании», например, при изготовлении резьбообразующих инструментов.

2.4.3 Быстрорежущие экономно легированные стали

В связи со все более возрастающей дефицитностью вольфрама и молибдена – основных легирующих элементов, используемых при производстве традиционных быстрорежущих сталей, - все большее применение находят экономно легированные марки. Среди сталей этого типа наибольшее применение при производстве режущего инструмента получила сталь 11Р3АМ3Ф2, так как она обладает достаточно высокими показателями по твердости (HRC 63-64), прочности (s_и=3400 МПа) и теплостойкости (до 620°С).

Сталь 11Р3АМ3Ф2 достаточно технологична в металлургическом производстве, однако из-за худшей шлифуемости ее применение ограничено, как правило, инструментами простой формы и не требующими больших объемов абразивной обработки (пилы по металлу, резцы и т.п.).

Наряду со сталью 11Р3АМ3Ф2 по режущим свойствам ближе всех к стали Р6М5 стоят малолегированная вольфрамом сталь Р2М5 и безвольфрамовая сталь 11М5Ф (1,06% С;, 5,5% Мо; 4,0% Cr; 1,5% V). Последняя принадлежит к новому классу заэвтектоидных быстрорежущих сталей в отличие от традиционных - ледебуритных. Нагрев под закалку позволяет растворить все карбиды Me₆C, что невозможно для ледебуритных сталей, в результате чего обеспечиваются легированность и свойства стали в закаленном состоянии примерно на уровне соответствующих показателей стали Р6М5.

2.4.4 Порошковые быстрорежущие стали

Наиболее эффективные возможности повышения качества быстрорежущей стали, ее эксплуатационных свойств и создания новых режущих материалов появились при использовании порошковой металлургии.

Порошковая быстрорежущая сталь характеризуется однородной мелкозернистой структурой, равномерным распределением карбидной фазы, пониженной деформируемостью в процессе термической обработки, хорошей шлифуемостью, более высокими технологическими и механическими свойствами, чем сталь аналогичных марок, полученных по традиционной технологии. Порошковые быстрорежущие стали имеют наименьший балл карбидной неоднородности, что является одним из главных их преимуществ при изготовлении крупноразмерных режущих инструментов, например, спиральных сверл, получаемых при традиционно применяемом технологическом процессе методом вышлифовывания стружкоотводящих канавок.

Технологическая схема получения порошковых быстрорежущих сталей следующая:

- водяное или газовое распыление жидкой струи быстрорежущей стали в порошок;

- засыпка и дегазация порошка в цилиндрический контейнер;

- нагрев и ковка (или прокатка) контейнеров в прутки;

- окончательная обдирка (точение) остатков контейнера с поверхности прутков.

Примечание. Изготовление инструмента из водораспыленных порошков дешевле, однако качество металла ниже ввиду большой окисленности порошковых частиц. Поэтому для высококачественного металла используется порошок, полученный распылением азотом

Основным преимуществом порошковой технологии является резкое уменьшение размеров карбидов, образующихся при кристаллизации слитка в изложнице. Таким образом, «порошинка», полученная газовым распылением, и является тем микрослитком, в котором не образуются крупные карбиды.

Дата добавления: 2015-11-30