Інструментальні та швидкорізальні стали

Філія Санкт - Петербурзького державного інженерно-економічного університету у м. Череповці

Кафедра соціогуманітарних і природничих дисциплін

Контрольна робота

З дисципліни «Матеріалознавство»

Тема № 31 «Інструментальні та швидкорізальні сталі»

Студентки 2 курсу

групи 4ЕУП-05

Валігура Т.В

Викладач:

Гаврилова М.А.

м. Череповець 2007

1. Вимоги до властивостей інструментальних матеріалів

У процесі різання ріжучі кромки інструменту знаходяться під впливом дуже високих контактних напруг. У такому стані матеріал схильний до пластичного деформування. Опір матеріалу великим пластичних деформацій характеризується твердістю. Таким чином, висока твердість є необхідною властивістю інструментального матеріалу. Саме висока твердість визначає принципову можливість використання матеріалів як інструментальних. Це матеріали, що мають або одержують (в результаті термічної обробки) високу твердість: інструментальні тканини, а також прості речовини (алмаз) і проміжні фази (карбіди, нітриди, оксиди).

При різанні відбувається нагрів ріжучої кромці інструменту. Температура в зоні різання тим вище, чим більше швидкість різання. Здатність матеріалу зберігати твердість при нагріванні - теплостійкість - є важливою характеристикою, яка визначає продуктивність обробки.

У процесі різання інструменти піддаються впливу напружень (вигину - багатолезових інструмент, кручення - осьовий інструмент і рідше розтягу - протяжки), а також динамічним навантаженням. Тому інструментальний матеріал повинен мати достатні механічними характеристиками - високими межею міцності і ударної в'язкістю. При цьому треба мати на увазі, що інструментальні матеріали, що володіють високою твердістю, мають крихкий характер руйнування (тобто практично без пластичної деформації), тому зростання твердості супроводжується, як правило, зниженням інших механічних властивостей. Виходячи з цього твердість повинна бути максимально можливої, тобто такий, при якій механічні властивості матеріалу забезпечують роботу інструменту без поломок і сколів ріжучої кромки.

Чим вище модуль пружності інструментального матеріалу, тим більше його жорсткість, менше пружні стиснення в процесі різання, що забезпечує меншу шорсткість оброблюваної поверхні.

Температура в зоні різання залежить від теплопровідності і теплоємності інструментального матеріалу. Чим вище теплопровідність, тим інтенсивніше відведення тепла із зони різання. При більш високій теплоємності матеріалу для його нагрівання до певної температури потрібна більша кількість теплоти. Тому при різанні в однакових умовах ріжуча кромка нагрівається тим менше, чим вище теплопровідність і теплоємність інструментального матеріалу.

Коефіцієнт теплового розширення бажано мати мінімальним. Об'ємні зміни при нагріванні і охолодженні інструменту в процесі різання призводять до розвитку термічної втоми. Крім того, зміни розмірів інструменту в процесі різання знижують точність обробки.

Інструментальний матеріал повинен мати досить високу хімічну стійкість. Це запобігає або знижує ймовірність появи адгезії (схоплювання) і виникнення дифузійного зносу (дифузія інструментального матеріалу в оброблюваний), небезпека якого виникає при великих швидкостях різання, з-за високих температур в зоні обробки.

2. Сталі для ріжучого інструменту

З цих сталей можна виготовляти інструмент, який в процесі роботи не розігрівається вище 150 С. Такими інструментами є деревообробні інструменти, ножівкові полотна, напилки, зубила, мітчики, плашки та іншої слюсарний інструмент.

Вуглецеві та леговані інструментальні сталі не володіють теплостійкістю.

Вони зберігають високу твердість при нагріванні лише до температури близько 200С.

Висока твердість сталей досягається тільки за рахунок мартенситного перетворення. Твердість мартенситу залежить від концентрації в ньому вуглецю, тому зміст його в інструментальних сталях високу (0,7 - 1,3%).

Інструменти, які в процесі роботи не піддаються ударних навантажень, можна виготовляти зі сталі підвищеної твердості. Інструменти, що працюють в умовах дії ударних навантажень, слід виготовляти зі сталі підвищеної в'язкості.

При виборі стали слід враховувати також її прокаливаемость. Експлуатаційні властивості (твердість і зносостійкість, міцність, і пластичність) сталей визначаються в першу чергу кількістю вуглецю в сталі.

У таблиці наводитися перелік марок декількох основних нетеплостойкіх сталей для ріжучого інструменту.

Вуглецеві інструментальні сталі (сім марок від У7 до У13) не мають достатньої прокаливаемостью (так, при гарті в воді сталь У7 не отримує наскрізний твердості навіть в перетині з поперечним розміром 12мм, а прокаливаемость сталі У12 менее20мм). З них можна виготовляти тільки інструменти невеликих розмірів. Крім того, гарт цих сталей проводитися з охолодженням у воді. Це визначає високу ймовірність короблення або навіть появи тріщин.

Мета легування полягає у підвищенні закаліваемості і прокаливаемости.

Низьколеговані сталі 11ХФ, 13Х тощо, мають невисоку прокаливаемость (до20 мм), їх перевага перед вуглецевими - поліпшена закаліваемость. Стали, отримують високу твердість 62-64 RC після загартування в маслі.

Комплексно леговані стали ХВГ, ХВСГ, 9ХС прокаліваються при загартуванні в маслі в перетинах 20-100 мм, це стали глибокої прокаливаемости.

2.1 Структура і термічна обробка сталей

Майже всі стали є заевтектоіднимі (виняток У7 - доевтектоїдних і У8 - евтектоїдних). Карбідна фаза цих сталей - цементит (Ме3 С). У легованих сталях частина атомів заліза в цементиті може бути заміщена атомами легуючих компонентів. У сталях, легованих вольфрамом і ванадієм, присутня також невелика кількість карбідів на основі вольфраму (Ме6С) та ванадію (міс).

Упрочняющая термічна обробка сталей цієї групи полягає в гартуванні і низькій відпустці.

Загартування доевтектоїдних сталей виконується від температури Ас3 + (30-50) С, заевтектоідних - від температури Ас1 + (50-70) С. З метою зменшення гартівних напруг може бути використана ступінчаста гарт.

До достоїнств сталей цієї групи слід віднести можливість виконання гарту ТВЧ. Їх гартівні температури значно нижче температур початок плавлення, що принципово, тому що нагрівання ТВЧ здійснюється зі значним перегрівом. Структура загартованих сталей - мартенсит гарту, залишковий аустеніт і цементит (у заевтектоідних сталях). У тому випадку, якщо наявність залишкового аустеніту в структурі неприпустимо (наприклад, для вимірювального інструмента, тому що розпад аустеніту в процесі експлуатації викликає зміна розмірів), проводиться обробка холодом.

Температура відпустки 150-200С. При більш високих температурах нагрівання відбувається помітне разупрочнение, пов'язане з коагуляцією цементиту. У процесі відпустки значно знижуються гартівні напруги, що призводить до зростання міцності та ударної в'язкості, твердість при цьому зменшується незначно (на 1-2 HRC) і зберігається високою. Структура після відпустки - мартенсит відпустки, цементит і залишковий аустеніт.

Відпал - разупрочняется термічна обробка сталей - виконується для поліпшення оброблюваності різанням. У результаті відпалу повинна бути отримана структура зернистого, а не пластинчастого перліту, що забезпечує більш високу оброблюваність різанням. Температура відпалу призначається: для заевтектоідних сталей - трохи вище Ас1, доевтектоїдних - вище Ас3. У структурі заевтектоідних сталей неприпустима цементітную сітка (пластини цементиту розташовані навколо зерна; така структура розглянута в першій частині). Це призводить до підвищеної крихкості сталі. Для усунення цього дефекту використовують нормалізацію - нагрівання вище Ас m з наступним охолодженням повітря.

Властивості та область застосування. Після остаточної термічної обробки сталі Тримаються 60-63 HRC, межа міцності 2000-2500 МПа. Оскільки стали цієї групи не володіють теплостійкістю, основна область їх застосування - інструменти, що працюють з низькими швидкостями різання (до 5-10 м / хв). Це ручний слюсарний інструмент (мітчики, плашки, розгортки, напилки), протягання, так як протягування здійснюється з низькими швидкостями. З сталей цієї групи виготовляються також свердла.

При виготовленні протяжок і плашок потрібно забезпечити мінімальні деформації при загартуванню. Для протягань характерно велике відношення довжини до діаметра або товщині. Це визначає їх схильність до короблення при термічній обробці. Ріжуча частина плашок, розташована в середині інструменту, після термічної обробки не шліфується. Для виготовлення цих інструментів використовують, стали глибокої прокаливаемости ХВГ (протяжки), ХВСГ (плашки), для яких характерна мала схильність до деформацій при термічній обробці.

Напилки виготовляють зі сталей У13 і 13Х, при цьому в умовах масового виробництва застосовується загартування ТВЧ. Свердла і мітчики виготовляють із сталі 9ХС. Крім ріжучого з цих сталей виготовляється холодноштамповий інструмент, а також деталі, від яких вимагається зносостійкість, що забезпечується високою твердістю (деталі оснащення, напрямні планки верстатів і ін)

3. Швидкорізальні стали

Швидкорізальні сталі мають у своєму складі порівняно невисокий вміст вуглецю (о, 7 ... 0,95%) і дуже високий вміст легуючих елементів (до 25%). Основними легуючими елементами є вольфрам (6 ... .18%), хром (близько 4%), ванадій (1 ... .5%). Для підвищення теплостійкості виробляються стали, додатково леговані кобальтом (5 ... .10%). У таблиці наведені марки і склад деяких швидкорізальних сталей.

Основна особливість швидкорізальних сталей - теплостійкість, вони зберігають високу твердість при нагріванні до температур понад 600 С. Це пов'язано зі складним механізмом зміцнення сталей цього класу, поєднує мартенситне перетворення з наступним дисперсійним твердненням.

Для досягнення високої теплостійкості необхідно мати високолегований твердий розчин, в якому утруднена дифузія вуглецю, і високу стійкість проти коагуляції при нагріванні зміцнюючої фази. Це реалізується за рахунок того, що швидкорізальні стали леговані сильними карбидообразующие компонентами, які й утворюють карбіди. Основними легуючими компонентами швидкорізальних сталей є вольфрам і молібден, що є хімічними аналогами, до їх складу також обов'язково входять хром і ванадій. Залежно від наявності W і Мо сталі підрозділяються на вольфрамові, вольфрамомолібденовие і молібденові.

Маркування швидкорізальних сталей дещо відрізняється від конструкційних. Вони позначаються російською буквою «Р» (буква «р», прийнята для позначення швидкорізальних сталей - від англійського «Rapid» - швидкий), цифра після якої показує вміст вольфраму в сталі. Зміст хрому у всіх швидкорізальних сталях становить близько 4% і в марці не вказується. Не вказуються також ванадій при його вмісті до 2% і вуглець при утриманні 0,7 - 0,9%. Позначення цих елементів входять до марку швидкорізальних сталей тільки при їх більшому вмісті. Покажемо це на прикладі найбільш поширених сталей. Сталь P 18 містить 18% W, сталь P 6 M 5 - 6% W і 5% Мо, вміст вуглецю, хрому і ванадію в цих сталях перебувати у зазначених межах.

3.1 Структура, термічна обробка і властивості швидкорізальних сталей

Структура швидкорізальних сталей в отожженном стані складається з фериту, в якому розчинена частина хрому, наявного в сталі, і карбідів легуючих компонентів. Це карбіди на основі вольфраму і молібдену: Ме6С (1200 HV) - основний карбід (в структурі сталей Р18 і Р6М5 він присутній в кількості близько 18%), хрому - Ме23 С6 (його твердість 1000 HV, кількість близько 9%) і ванадію - МІС (2500 HV, кількість 1,5-2%) (цифри у формулі показують кількість атомів металу і вуглецю відповідно). Ці карбіди мають складний склад. Крім атомів основного карбидообразующие компонента, в них присутні в певних кількостях атоми заліза та інших легуючих компонентів (саме з цим пов'язано таке позначення карбідів). Так, наприклад, до складу карбіду Ме6С можуть входити атоми хрому, ванадію, заліза, при цьому основа карбідів у вольфрамових сталях - W до 75% мас, у молібденових - Мо до 62% мас, в вольфрамомолібденових - W і Мо. Упрочняющая термічна обробка швидкорізальних сталей, що включає загартування і відпуск, повинна забезпечити високі значення твердості і теплостійкості. Це може бути досягнуто за рахунок високої легуванні твердого розчину, одержуваної при загартуванню, і інтенсивного дисперсійного твердіння в процесі відпустки.

Загартування. Нагрівання під загартування швидкорізальних сталей повинен забезпечити розчинення в аустеніт великої кількості карбідів. Карбід на основі хрому Ме23С6 повністю розчиняється в аустеніт при 1100С, основою карбід швидкорізальних сталей Ме6С інтенсивно розчиняється при температурі понад 1200С, найменш розчинним є карбід міс на основі ванадію, що розчиняється при більш високих температурах.

Таким чином, для забезпечення високої легуванні твердого розчину температура гарту швидкорізальних сталей повинна бути вище 1200 С, тобто перевищувати температуру розчинення основного карбіду. Карбід Ме 6 За на основі вольфраму розчиняється в аустеніт при температурах вищих, ніж карбід на основі молібдену, тому температура гарту вольфрамових сталей також вище, ніж у сталей з молібденом (1270 - 1290 С для Р18 та 1210 - 1230 С для Р6М5).

Після гарту у структурі залишається частина нерастворившихся - надлишкових карбідів. В основному це карбіди евтектичного походження, розчинення яких можливе тільки в рідкій фазі (оплавлення інструменту неприпустимо), і частина вторинних карбідів. Роль надлишкових карбідів - стримування росту зерна (при великому зерні знижуються міцність і в'язкість) при нагріванні під загартування, яка вимушено виконується від високих температур. Висока концентрація вуглецю і легуючих компонентів в аустеніт призводить до зниження температур початку (Мн) і кінця (Мк) мартенситного перетворення. Температура Мк лежить в області негативних температур, тому в структурі загартованих швидкорізальних сталей зберігається достатньо велика (до 30%) кількість залишкового аустеніту.

Таким чином, структура після гарту - мартенсит гарту (М3), карбіди (К) і залишковий аустеніт (Аоста).

Відпустка. При відпустці швидкорізальних сталей повинно бути реалізовано: дисперсійне твердіння, зняття гартівних напруг, тобто перетворення мартенситу гарту в мартенсит відпустки (М0), а також перетворення залишкового аустеніту в мартенсит (аустеніт не володіє необхідною твердістю). Ці завдання вирішуються, по-перше, вибором температури ізотермічної витримки при відпустці і, по-друге, за рахунок того, що відпустка виконується багато разів.

Відпустка загартованої сталі при температурі 150-200С викликає виділення з мартенситу карбідів цементітную типу, при цьому концентрація легуючих компонентів у твердому розчині мало змінюється. Твердість сталей при цьому практично постійна. Її значення падають при підвищенні температури відпустки до 300С за рахунок коагуляції виділився карбіду. При більш високих температурах відпустки відбувається виділення з твердого розчину великої кількості дисперсних карбідів на основі легуючих компонентів, тобто дисперсійне твердіння. У результаті цього твердість зростає і досягає максимуму при 550-570С. Твердість, що отримується в результаті високотемпературного відпустки, називається вторинною (на відміну від високої твердості після гарту - первинної). Для відпустки призначається саме ця температура, що забезпечує отримання максимального твердості. Підвищення температури вище оптимальної призводить до коагуляції дисперсних карбідів, розпаду мартенситу і, отже, до зниження твердості.

Характерно, що провал твердості в результаті відпустки при 300С спостерігається тільки для загартованої сталі. У тому випадку, якщо проводитися нагрів сталі, раніше відпущеної на максимальну твердість цього провалу немає.

Технологія термічної обробки. Класична упрочняющая термічна обробка інструменту з швидкорізальних сталей складається з операцій гарту і триразового (дворазового) відпустки при 550-570 С з ізотермічної витримкою 1ч.

Нагрівання під загартування здійснюється з попереднім підігрівом при температурах, що перевищують температуру перевтілення (на практиці, близько 850С в печі і 1050С в розправлених солях). Це уповільнює нагрівання до температур гартування, що запобігає появі термічних напружень внаслідок швидкого нагріву. Витримка при підігріві 15-20 с на 1мм діаметра (товщини), при остаточному нагріванні близько 10с на 1мм. Для попередження зневуглецювання поверхневих шарів інструменту, що веде до втрати твердості, нагрівання під загартування здійснюють у розплавлених солях (Ва С12 при остаточному нагріванні, ВаС12 + NaCl при підігріві). Висока легування аустеніту дозволяє виконувати охолодження при гартуванні з невисокими швидкостями (масло або гарячі середовища). Правильність вибору гартівних температури оцінюється за величиною аустенітного зерна, що виявляється, травленням мікрошліф загартованої сталі. Зерно повинно відповідати балу 11-10 стандартної шкали. Така структура забезпечує необхідне поєднання властивостей: високі значення твердості і теплостійкості і задовільні міцність і визкость. Підвищення температури загартування понад оптимальної (перегрів) призводить до зростання твердості і теплостійкості, але міцність і в'язкість при цьому знижуються через зростання зерна. Гарт від температур нижче оптимальних (недогрів) призводить до протилежного ефекту. Відпустка може здійснюватися в солях (селітра) або з нагріванням у повітряній атмосфері. При ізотермічної витримки в процесі відпустки при 550-570 З карбіди виділяються як з мартенситу, так і з аустеніту. При цьому відбуваються: відпустка мартенситу гарту (він перетворюється на мартенсит відпустки М3 М0), зняття гартівних напруг, а також збіднення аустеніту вуглецем і легуючими компонентами. Наслідком останнього обставини є підвищення температур Мн Мк, в результаті чого при охолодженні після ізотермічної витримки відбувається перетворення залишкового аустеніту в мартенсит (Аоста М3).

Основна кількість залишкового аустеніту перетворюється на мартенсит в результаті першої відпустки. Однак у вольфрамових в мартенсит в результаті першої відпустки. Однак у вольфрамових сталях це перетворення не проходить повністю. Їх структура після першої відпустки складається, таким чином, з мартенситу відпустки (піддався відпуску мартенсит, отриманий при гарту), мартенситу гарту (він утворився при охолодженні після відпустки залишкового аустеніту), невеликої кількості залишкового аустеніту і карбідів як надлишкових, так і виділилися в процесі відпустки. У процесі другого відпустки відбувається практично повне перетворення аустеніту (структура - М0, М3, К). третя відпустка виконується для зняття залишкових напруг, викликаних мартенситних перетворень, що відбулися в процесі другого відпустки (структура М0 + К). Для вольфрамомолібденових сталей з меншою стійкістю залишкового аустеніту досить проведення дворазового відпустки.

Процес виділення карбідів з твердого розчину - дифузний, тобто залежить від часу. Встановлено, що при прийнятих температурах відпустки тривалість ізотермічної витримки повинна складати 1ч.

Як разупрочняется термічної обробки використовується відпал, що включає нагрівання вище температури перетворення (840-860 для вольфрамових і 800-830С для вольфрамомолібденових сталей), довгу витримку при цій температурі - не менше 3 год і подальше дуже повільне охолодження зі швидкістю не більше 25-30 з / ч. Відпал повинен забезпечити структуру зернистого перліту і мінімальну твердість для поліпшення оброблюваності різанням.

Склад і властивості швидкорізальних сталей.

В основу класифікації швидкорізальних сталей за властивостями покладена теплостійкість, яка визначає допустимі швидкості різання, тобто продуктивність обробки. Теплостійкість є стандартною характеристикою швидкорізальних сталей. Відповідно до ГОСТ 19265-73 вона носить назву «красностойкость» і оцінюється температурою додаткового чотиригодинного відпустки, (це нагрівання виконується на зразках остаточно термічно обробленої сталі), після якого зберігається певний рівень твердості - 58 HRC. (Приклад позначення: Кр58 = 640с - після чотиригодинного нагріву при 640 З твердість сталі склала 58 HRC.)

Стали нормальної теплостійкості. До них відносяться вольфрамові (Р18, Р12, Р9) і вольфрамомолібденовие (Р6М5); твердість сталей 63-65 HRC, Кр58 = 610-620С. Стали призначені для обробки сталей (Q в до 800-1000 МПа), чавунів (твердістю до 255-280 НВ) і кольорових металів і сплавів, що володіють хорошою оброблюваністю (мідних, алюмінієвих, цинкових).

Властивості сталей цієї групи близькі. Вольфрамові мають дещо більшою теплостійкістю у порівнянні з вольфрамомолібденовимі, ​​але їх механічні властивості нижче. При використовуваних режимах різання відмінності у властивостях сталей мало позначаються на стійкості інструмента (до 40 м / хв при обробці чорних і до 80 м / хв при обробці кольорових металів).

За технологічними властивостями сталі, мають певні відмінності. Сталь Р6М5 має більшу гарячої пластичністю в порівнянні з вольфрамовими сталями, але менш технологічна при термічній обробці. Вона володіє більшою схильністю до зневуглецювання при нагріванні, для неї характерний більш вузький інтервал гартівних температур. Оброблюваність різанням при лезової обробці всіх сталей близька, їх твердість у отожженном стані відповідно до ДСТУ не повинна перевищувати 255НВ. Оброблюваність шліфуванням сталей Р18, Р12 і Р6М5 за ГОСТ оцінюється як задовільна, тоді як стали Р9 - як знижена. Це пов'язано з великим вмістом ванадію в цій сталі, що утворює карбід VC (міс) високої твердості.

Сталі підвищеної теплостійкості. Більш висока теплостійкість сталей цієї групи досягається за рахунок підвищення вмісту вуглецю до 1%, ванадію до 3-4% і введення кобальту. Найбільш поширеною високовуглецевої є сталь марки 10Р6М5 (1% З), що відрізняється від Р6М5 тільки підвищеним на 0,2% вмістом вуглецю. Їх основна перевага - підвищена твердість - до 65-66 HRC. Раціонально застосовувати ці стали для виготовлення інструменту, стійкість якого лімітує розмірний знос (розгортки, мітчики, зенкери), а також для обробки поліпшених сталей підвищеної твердості - 260 - 300РВ. Збільшення вмісту ванадію в сталі понад 1,5 - 2% з одночасним збільшенням змісту вуглецю в кількості 0,2% на 1% V призводить до зростання кількості карбіду ванадію VC, володіє високою твердістю. Тому високованадіевие сталі, мають підвищену зносостійкість. Разом з тим наявність карбіду ванадію значно погіршує шліфована сталей, тому вміст ванадію в сталях обмежена.

Література

1. Матеріалознавство / А.М. Адаскін, В.М. Зуєв. М.: Видавничий центр «Академія» 2004. - 240 с.

2. Матеріалознавство / Р.К. Мазберг. М.: Вища школа, 1991. - 448 с.