По химическому составу инструментальная сталь
разделяется на углеродистую, легированную и высоколегированную
/быстрорежущую/. В особую группу можно выделить штамповые и валковые инструментальные стали.
Плазменному поверхностному
упрочнению подвергались
инструментальные углеродистые
сталиУ7, У8, У10, У12 с оплавлением и
безоплавления
Рис. 2.20. Распределение микротвердости по
глубине упрочнения
поверхностности. При закалке с
оплавлением поверхности в зонезакалки из жидкой фазы, кроме мелкодисперсного
мартенситазафиксировано большее количество остаточного аустенита /в стали У8
достигает 35%, в стали У12 – 50%.
В тоже время микротвердость Инструментальных
сталей после плазменной закалки очень высокая, рис. 2.20.
В зоне закалки из твердой фазы закаленный слой имеет ярко выраженную неоднородность.
Ближе к обрабатываемой поверхности твердый раствор насыщен углеродом, что способствует образованию
повышенного количества аустенита. В нижней границе слоя остаточного Рис.2.21.
Распределение микротвердости по глубине упрочненного слоя стали У10 после
плазменного упрочнения с различным исходным состоянием.
аустенита значительно меньше, вследствие чего достигается максимальная
твердость. Кроме того, в нижней границе слоя наблюдается большее количество нерастворенных
карбидов.
Большое значение для получения высокой твердости
оказывает исходное состояние стали. Так, в стали У8, У10 (предварительно
объемно закаленной) становится возможным бездиффузионное обратное мартенситное
превращение с наследованием аустенитной дефектной структуры мартенсита при
полном торможении в процессе плазменного нагрева эффектов разупрочнения и
рекристаллизации, рис. 2.21.
При упрочнении, без оплавления предварительно
закаленной стали (У 10) с исходной структурой мартенсита в зоне нагрева появляется
третий слой - слой отпуска (высокодисперсная структура тростита).
Микротвердость слоя отпуска со структурой тростита составляет 4000-4300 Мпа.
Формирование зоны отпуска на границе закаленного слоя с исходной структурой может
играть роль «мягкой» прослойки, способной тормозить развитие трещин,
распространяющихся от поверхности .
Легированные
инструментальные стали
Плазменному упрочнению подвергались стали 9ХФ,
9ХФМ, 9ХС, 9Х5ВФ, 6ХС, 55Х7ВСМФ, 7ХНМА, 8Н1А, ИХ, 13Х, ХВГ с оплавлением и без
оплавления поверхности.
При упрочнении без оплавления поверхности в зоне
оплавления возникает мелкодисперсная структура высокоуглеродистого мартенсита и
остаточного аустенита. Вследствие высокой скорости плавления и кристаллизации,
в зоне оплавления наблюдаются нерастворенные карбиды. Высокая легированность
мартенсита в зоне оплавления обеспечивает большие значения микротвердости
(12000-14000 Мпа). Однако, в большинстве случаев в зоне оплавления появляются
микротрещины, что приводит к сколу и выкрашиванию упрочненного слоя.
Плазменное упрочнение без оплавления поверхности
легированных инструментальных сталей приводит к формированию в упрочненной зоне
сильно неоднородной структуры. Вследствие незавершенности процессов
аустенизации в упрочненном слое образуются мартенсит + нерастворенный цементит
+ остаточный аустенит. (Так в стали 9ХФ и 9ХФМ количество остаточного аустенита
достигает 35 %, а в стали 55Х7ВСМФ до 40 %. Количество остаточного аустенита по
глубине упрочненной зоны уменьшается и уже на глубине 80-100 мкм не превышает
его содержание в данной стали при обычной объемной закалке.
Табл. 2.8.
Твердость стали после обработки
холодом /жидкий азот/
Марка стали
|
Микротвердость,
МПа
|
Исходная
|
После
плазменного упрочнения
|
Плазменное
упрочнение + обработка холодом
|
9ХФ
9ХФМ
ХВГ
55Х7ВСМФ
9ХС
8Н1А
13Х
9Х5ВФ
|
2600-2800
2600-2800
2000-2500
2800-3000
2200-2800
2500-2800
9500-10100
9500-11000
|
10000-11000
10500-11200
13000-14000
11500-12000
12000-12500
11000-11800
12200-12800
12200-13800
|
12200-13100
11000-13000
14500-15400
12500-13800
12500-13800
12000-13800
13100-13500
14000-14800
|
Для устранения остаточного аустенита после
плазменной закалки была проведена обработка холодом.Известно, что в
легированных инструментальных сталях точка конца мартенситного превращения лежит
ниже комнатной температуры. При дальнейшем охлаждении в жидком азоте этих
сталей происходит мартенситное превращение, и количество остаточного аустенита
заметно снижается, табл. 2.8.
Проведенные исследования показали, что обработка
холодом приближает легированные инструментальные стали по твердости к твердым
сплавам ( НRСЭ65-
80) и находится на одном уровне
с быстрорежущими инструментальными сталями(НRСэ65-69).
Однако использование этой
Рис.
2.22.
Распределение микротвердости по
глубине упрочненной зоны на стали после плазменного упрочнения (без оплавления)
операции в практических целях
очень
затруднительно и требует дальнейших исследований.
При упрочнении легированных инструментальных сталей
отмечается «эффект» максимальной твердости на некоторой глубине от
поверхности, рис. 2.22.Призакалкелегированных инструментальных сталей
Требуются меньшие скорости охлаждения, чем для
углеродистых, т.к. аустенит в
них более 13Х(1), стали 9ХС(2), стали
9ХФМ(3) устойчив против распада. Легирующие элементы способны
образовывать с углеродом соединения (в виде карбидов, которые удерживают
углерод в труднорастворимых соединениях), препятствующие насыщению аустенита. Однако
влияние легирующих элементов на микротвердость упрочненного слоя уменьшается с
увеличением содержания углерода. Стали, содержание хрома в которых превышает
2-3 %, упрочняются менее эффективно в связи с сильным влиянием легирующих
примесей на процесс закалки.
Быстрорежущие
инструментальные стали
Плазменному упрочнению с оплавлением и без оплавления
поверхности подвергается уже готовый инструмент, прошедший окончательную
термическую обработку, изготовленный из различных марок стали Р18, Р6М5,
РУМ4К8.
При упрочнении с оплавлением поверхности стали
Р18 в зоне оплавления происходит растворение карбидов, повышается степень
легирования и устойчивость аустенита. Как следствие этого твердость оказывается
ниже, чем твердость стали после обычной термической обработки.
Табл. 2.9.
Структура и фазовый
состав сталей после плазменной закалки и печного отпуска
Марка стали
|
Способ обработки
|
Структура
|
Фазовые составляющие
|
Твердый раствор
|
Карбиды
|
Кол-во фаз,%
|
Состав по массе, %
|
Тип карбида и кол-во %
|
Суммарный состав по массе,
%
|
α
|
γ
|
C
|
W
|
Mo
|
V
|
Cr
|
Co
|
Fe
|
C
|
W
|
Mo
|
V
|
Cr
|
Co
|
Fe
|
Р6М5*
Р6М5**
|
Плазменная
закалка
|
Мартенсит + остаточный
аустенит + карбид
|
64. 1
|
26.8
|
0.4
|
3.35
|
3.1
|
1.1
|
4.2
|
-
|
87.85
|
МС-1,1,
М6С-8,0
|
4.0
|
31.5
|
22.5
|
7.3
|
3.4
|
-
|
31.3
|
Плазменная
закалка + отпуск при 570º
С
|
86.2
|
-
|
0.2
|
2.4
|
1.6
|
0.6
|
4.2
|
-
|
91.0
|
МС-2,6,
М6С-7,
М2С-3,1
М27С-1,1
М23С6 ,
М7С3
,
М3С
|
6.1
|
26.3
|
30.5
|
9.1
|
6.5
|
-
|
21.5
|
Р9М4К8*
|
Плазменная
закалка
|
62.0
|
29.0
|
0.6
|
5.0
|
3.0
|
1.7
|
3.7
|
8.9
|
77.1
|
МС-1,8,
М6С-7,2
интериметаллид
|
4.4
|
4.03
|
19.5
|
8.1
|
3.3
|
2.2
|
22.2
|
Р9М4К8**
|
Плазменная
закалка + отпуск при
580º С
|
86.2
|
-
|
0.2
|
3.2
|
1.8
|
1.2
|
2.9
|
9.2
|
81.5
|
МС-3,8,
М2С-3,6
М6С-7,4
М27С6
,
М7С3
,
|
5.8
|
39.4
|
20.6
|
8.0
|
8.0
|
2.4
|
15.8
|
* Мартенсит + аустенит
(твердый раствор)
**Отпущенный мартенсит
(твердый раствор), остаточный аустенит в пределах ошибки измерения
|
При упрочнении без оплавления поверхности,
структура закаленного слоя состоит из мелкоиголъчатого мартенсита + остаточного
аустенита + карбиды. Твердость стали (9500-12300 МПа) превосходит твердость
после обычной термообработки, рис.2.23.
Для быстроорежущих сталей также возможно
использовать обработку холодом после плазменного упрочнения, что повышает
твердость упрочненной зоны на стали Р6М5 с 10000 до 12000 Мпа, на стали Р18 до
11500 Мпа, Р9М4К8Ф до 13800 Мпа.
Для повышения твердости закаленной быстрорежущей
стали после плазменного упрочнения можно использовать отпуск, что благоприятно
изменяет структуру и фазовый состав стали, табл. 2.9.
Рис. 2.23. Микротвердость стали Р18(1),
Р6М5 (2) и Р9М4К8Ф (3) после плазменного упрочнения без плавления
Страницы: 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, 8, 9, 10, 11, 12
|