Легированные стали

Низколегированные стали для режущего инструмента (13X6, 9ХС) также не обладают высокой теплостойкостью и обычно пригодны для работы при температурах не более 200 – 250º С. Среднелегированные стали типа 9Х5ВФ, 3Х4В3М3Ф2 имеют более высокую теплостойкость (300 – 500° С). В отличие от углеродистых легированные стали обладают большей устойчивостью переохлажденного аустенита, следовательно, большой прокаливаемостью и несколько более высокой износостойкостью. Их можно закаливать в масле до критического диаметра 40 мм и более. Применение масла или полимерных закалочных сред позволяет уменьшить деформацию и коробление инструмента. Он может иметь большее сечение, а благодаря меньшему короблению и большую длину.

Низколегирванная сталь 13Х имеет сравнительно неглубокую прокаливаемость и рекомендована для инструментов диаметром до 15 мм. Из этой стали изготавливают хирургический, гравировальный инструменты, лезвия безопасных бритв.

Стали 9ХС, ХВГ, ХВСГ используют для изготовления инструментов крупного сечения: сверл, разверток, протяжек диаметром 60 – 80 мм (табл. 15, ГОСТ 5950-73).

Обычная термическая обработка легированных режущих сталей состоит из закалки от 330 – 870° С в масле или ступенчатой закалки и отпуска при температуре 200° С. Твердость после термообработки составляет 61 – 65 HRC. Если необходимо увеличить вязкость, то температуру отпуска повышают до 200 – 300º С. Вследствие некоторого распада мартенсита твердость после этого снижается до 55 – 60 HRC.

Таблица 15

Химический состав некоторых легированных инструментальных сталей, % (ГОСТ 5950-73)

Быстрорежущие стали

С увеличением скорости резания возрастают требования к теплостойкости стали. Этим требованиям в большей мере удовлетворяют быстрорежущие стали, впервые предложенные в 1902 г.

Быстрорежущие стали маркируют буквой Р (rapid − быстрый, скорый), цифры показывают среднее содержание вольфрама – основного легирующего элемента. Среднее содержание углерода во всех быстрорежущих сталях обычно несколько меньше 1 %, а хрома − до 4 % , поэтому эти элементы не указываются. Содержание остальных легирующих в целых процентах указывается как обычно цифрами, следующими за их буквенным обозначением.

Быстрорежущая сталь после закалки и отпуска имеет структуру высоколегированного отпущенного мартенсита с карбидами. Она сохраняет первоначальную структуру практически неизменной при нагреве до 600 – 620º С. Резцы из быстрорежущей стали позволяют увеличить скорость резания в 2 – 4 раза и стойкость инструментов в 10 – 30 раз по сравнению с теми же характеристиками инструмента из сталей с низкой теплостойкостью.

Химический состав ряда быстрорежущих сталей приведен в табл. 16.

Потеря твердости при нагреве обусловлена в первую очередь распадом мартенсита и коагуляцией выделившихся карбидов. Коагуляция карбидов в углеродистой и легированной сталях при температурах выше 300° С ведет к быстрой потере твердости. Теплостойкость быстрорежущих сталей обусловлена легированием карбидообразующими элементами – вольфрамом, ванадием и молибденом в количествах, достаточных для связывания почти всего углерода в специальные карбиды. Распад мартенсита и коагуляция специальных карбидов происходит при температурах 600 – 650º С.

При затвердевании литой быстрорежущей стали образуется эвтектика, напоминающая ледебурит и располагающаяся по границам зерен. Быстрорежущие стали относятся к ледебуритному классу. После ковки или прокатки сетка эвтектики подвергается дроблению с измельчением входящих в нее карбидов и более равномерным их распределением в основной матрице.

Таблица 16

Химический состав некоторых быстрорежущих сталей, %

(ГОСТ 19265-73)

После прокатки или ковки быстрорежущую сталь подвергают изотермическому отжигу для уменьшения твердости и облегчения механической обработки. Сталь выдерживают при 740° С до полного превращения аустенита в перлито-сорбитную структуру.

Высокую теплостойкость инструмент из быстрорежущих сталей приобретает после закалки и многократного отпуска. При нагреве под закалку необходимо обеспечить максимальное растворение карбидов и получение высоколегированного аустенита. Такая структура увеличивает прокаливаемость и позволяет получить после закалки мартенсит с высокой теплостойкостью. Температура закалки сталей составляет, °С: Р18 – 1270…1290, Р9 – 1220…1240, Р6М5 – 1210…1230. Во избежание трещин и деформации инструмента из-за низкой теплопроводности сталей применяют ступенчатый нагрев под закалку в расплавленных солях, а закалку производят в масле.

После закалки структура быстрорежущей стали состоит из высокоуглеродистого мартенсита, нерастворенных при нагреве избточных карбидов и около 30 % остаточного аустенита. Остаточный аустенит снижает твердость, режущие свойства стали, ухудшает ее шлифуемость; его присутствие в структуре нежелательно.

При многократном отпуске из остаточного аустенита выделяются дисперсные карбиды, легированность аустенита уменьшается и он претерпевает мартенситное превращение. Обычно применяют трехкратный отпуск при 550 – 570° С в течение 45 – 60 мин. Режим термической обработки инструмента из быстрорежущей стали Р18 показан на рис. 105. Число отпусков может быть сокращено при обработке холодом после закалки, в результате которой уменьшается содержание остаточного аустенита. Обработке холодом подвергают инструменты сравнительно простой формы Твердость после закалки 62 – 63 HRC, а после отпуска она увеличивается до 63 – 65 HRC.

Известно применение порошков быстрорежущих сталей для изготовления инструмента. Исходная шихта состоит из предварительно тонко измельченной стружки быстрорежущей стали, которую формуют в холодном состоянии с последующим спеканием формованных заготовок. Спекание производят в вакууме при температуре 1200 – 1250° С в течение 3 – 5 ч. Для уменьшения пористости порошковую быстрорежущую сталь подвергают горячей штамповке или горячему прессованию. После этого изделия подвергают термической обработке, характерной для данной марки стали.

Рис.105. Режимы термической обработки инструмента из быстрорежущей стали Р18: а − закалка и трехкратный отпуск; б — закалка, обработка холодом, отпуск

Порошковая быстрорежущая сталь обладает более высокой теплостойкостью, чем сталь, изготовленная традиционными методами, и, как следствие, большей износостойкостью. Это объясняется более высокой степенью легированности аустенита элементами, входящими в состав стали, мелкодисперсной структурой и равномерным распределением карбидной фазы. В структуре порошковой быстрорежущей стали отсутствует карбидная неоднородность. Быстрорежущая сталь, изготовленная методом порошковой металлургии, имеет стойкость в 1,5 – 2 раза выше, чем стойкость быстрорежущей стали, полученной традиционным способом.