Твердость
|
Температура,°С
|
После отжига
|
после закалки с
отпуском HRC, не менее
|
закалки
|
отпуска
|
НВ, не более
|
диаметр
отпечатка, мм, не менее
|
|
|
|
255
|
3,8
|
63
|
1220
|
550
|
Вязкость
|
Сопротивление
износу
|
Шлифуемость
|
Красностойкость,
ºC
|
Особые свойства
|
Повышенная
|
Хорошее
|
Хорошая
|
620
|
Повышенная
склонность к обезуглероживанию
|
3. Маршрутная
технология изготовления сверла
Изготовление сверла можно описать в несколько этапов:
. Получение заготовки (предварительное формообразование с
использованием сварки и обработки давлением) - поковки (кузнечный цех).
. Предварительная смягчающая термообработка для улучшения
обработки стали и исправления структуры в нужном направлении - изотермический
отжиг (термический участок кузнечного цеха).
. Контроль твёрдости (термический участок кузнечного цеха).
. Предварительная механическая обработка и окончательное
формообразование на металлорежущих станках или методом холодной обработки
давлением (механический цех)
. Окончательная упрочняющая термообработка - закалка со
ступенчатым нагревом, высокотемпературный трёхкратный отпуск
. Контроль твердости (термический участок механического
цеха).
. Окончательная механическая обработка;
. Контроль качества готовой детали (механический цех).
4. Разработка
технологии термической обработки
В данном разделе представлены расчеты для температурного
режима и времени, проведенного деталью в нагревательной среде.
Цель смягчающего отжига - понизить твердость до HB 250-300 и
Подготовить структуру стали к закалке. Режим обработки: аустенитизация 840-860 ºC, охлаждение со скоростью 30-40 ºC/ч до 720-750 ºC, выдержка не менее 4ч, охлаждение со скоростью 40-50 ºC/ч до 600 ºC и далее на воздухе.
Такой отжиг является изотермическим. Из отожженной стали изготовляют
необходимый инструмент. Твердость стали Р6М5 после отжига - не более 255 HB.
Окончательная термообработка. Закалка. При нагреве сварных
сверл из быстрорежущей стали применяют ступенчатый режим: сначала сверла
подогревают до 600 - 650° С в первой соляной ванне, затем их переносят во
вторую ванну, где подогревают до 800-850° С, и после двойного подогрева помещают
в третью ванну для окончательного нагрева до температуры закалки (для стали
Р6М5: 1220° С).
После выдержки при температуре закалки сверла охлаждают в
масле с температурой 90-140° С до температуры 200-250° С или в соляной ванне до
500-550° С с последующим охлаждением на воздухе. Сверла, закаленные в масле,
подвергают правке в горячем состоянии, а затем промывают в подогретом щелочном
или содовом растворе. Сверла, охлажденные в расплаве солей, после охлаждения на
воздухе промывают, а затем подвергают правке.
Отпуск сверл проводят в шахтных печах с принудительной
циркуляцией воздуха при 550-570° С. Затем следует операция улучшения
хвостовика. Для этого хвостовую часть погружают в соляную ванну, нагретую до
820-840° С, и после выдержки охлаждают в 5% -ном водном растворе NaCl до 150-200° С, затем на
воздухе. После закалки хвостовик отпускают в соляной ванне при 450-500° С.
Затем контролируют биение и твердость сверл.
Твердость рабочей части сверла должна быть HRC 63-65, твердость
хвостовика HRC 30-45. После правильно проведенной термической обработки рабочая
часть сверла должна иметь структуру мартенсита с равномерно распределенными
мелкими и средней величины карбидами.
Для улучшения режущих свойств и повышения стойкости после
окончательного шлифования сверла целесообразно подвергать цианированию при
550-570° С, с последующей очисткой и дополнительным контролем хрупкости,
глубины и твердости цианированного слоя. Цианирование - процесс диффузионного
насыщения поверхностного слоя стали одновременно углеродом и азотом при
температурах 820-950° C в расплаве цианида натрия или других солей с тем же
анионом.
5. Схемы
режимов ТО и структурные превращения
Если говорить о выборе режимов термической обработки сверла,
то она заключается в предварительной термической обработке, а затем закалкой
при высоких температурах и трех кратном отпуске, подробнее показано на рисунке
2.
Рисунок 2 - термическая обработка сверла
Превращения при нагреве стали под закалку связаны с
аустенитизацией и прежде всего с переходом в твердый раствор легирующих
элементов из карбидной фазы.
По достижении температуры 1000-1100°С в стали Р6М5 весь хром
переходит полностью из карбида в аустенит. Однако при этой температуре
растворение карбидов Ме6С и MeС невелико. Наиболее активно процессы растворения
карбидов Ме6С протекают при температурах 1200-1240°С, что
вызывает существенное обогащение аустенита вольфрамом и молибденом. Растворение
карбидов Ме6С также происходит при высоких температурах и почти
предельное количество ванадия растворяется в стали Р6М5 при 1200-1240°С. В
стали Р6М5 при температурах 1220 - 1230°С растворено 3,5-4,0 % W; - 3 % Mo; 1,0-1,2 % V; 0,5% С.
Остальное количество элементов, содержащихся в стали, входит в состав
нерастворенной (избыточной) карбидной фазы.
При температуре закалки 1200-1230°С в стали Р6М5
обеспечивается мелкое зерно аустенита (№ 10-11); содержание остаточного
аустенита составляет 20-25 %, достигается высокая твердость и красностойкость
стали. Предел прочности при изгибе после закалки от 1240°С резко снижается.
Таким образом, данные изучения фазового состава, структуры и свойств
быстрорежущих сталей показывают, что оптимальная температура закалки стали Р6М5
составляет 1200-1230°.
Высоколегированный аустенит, образовавшийся при высокотемпературном
нагреве, обладает весьма высокой устойчивостью к распаду, вследствие чего
быстрорежущая сталь может закаливаться даже при охлаждении на воздухе.
Однако при этом возможно выделение из переохлажденного
аустенита при температурах 800-550°С специальных карбидов, что приводит к
обеднению твердого раствора легирующими элементами и к уменьшению
красностойкости. Поэтому инструмент из быстрорежущей стали обычно охлаждают в
масле или в расплаве солей или щелочи. В интервале температур 350-600°С
между I и II ступенями имеется зона высокой устойчивости аустенита, что
позволяет проводить ступенчатую закалку инструментов. Выдержка в интервале
температур 400-500°С не вызывает выделения карбидов, распада аустенита и
не влияет на температуру мартенситного превращения. Однако ступенчатая закалка
в низкотемпературной соляной (щелочной) ванне позволяет выровнять температуру
по сечению инструмента перед мартенситным превращением и тем самым значительно
уменьшить возникающие при закалке напряжения, а следовательно, снизить
коробление инструмента и возможность образования в нем закалочных трещин.
Положение температурного интервала мартенситного превращения
характеризует количество остаточного аустенита, получаемого после закалки. Этот
интервал в сильной степени зависит от температуры нагрева под закалку.
При соблюдении рекомендуемых температур нагрева под закалку
значения температуры начала мартенситного превращения Мн=150-200°С для стали
Р6М5. При охлаждении до комнатной температуры остается нераспавшимся 20-25 %
аустенита.
Таким образом, фазовый состав быстрорежущих сталей после
закалки обычно следующий: нерастворенных карбидов 7-15 %, остаточного аустенита
20-30 %, остальное - мартенсит.
Отпуск при температуре 540 - 560°С способствует достижению
максимальной твердости стали. При нагреве закаленной быстрорежущей стали до
такой температуры и изотермической выдержке при ней из остаточного аустенита в
соответствии с диаграммой выделяются специальные карбиды. Вследствие этого
повышается мартенситная точка и остаточный аустенит частично превращается в
мартенсит. Практически полное превращение остаточного аустенита в мартенсит
можно осуществить лишь после нескольких циклов нагрева и охлаждения, т.е. после
2-4-кратного отпуска. Так, данные показывают, что продолжительность
однократного отпуска более 1 ч приводит к небольшому снижению количества
остаточного аустенита по сравнению с тем количеством, которое превращается при
одночасовом отпуске. Существенный эффект достигается при многократном отпуске.
После первого отпуска количество остаточного аустенита снижается с 25 до 10 %.
При этом мартенсит, полученный при закалке (~55%), отпускается, но образуется
новый неотпущенный мартенсит (~15 %) из остаточного аустенита. При втором
отпуске количество остаточного аустенита снижается с 10 до 5°/о, отпускается
мартенсит, полученный при первом отпуске, но опять появляется новый
неотпущенный мартенсит (~ 5 %). После третьего отпуска количество остаточного
аустенита составляет лишь 1-2 % и практически весь мартенсит отпущен (кроме 3-4
%, полученных при третьем отпуске). Многократный отпуск приводит к росту
твердости по сравнению с закаленным состоянием.
Таким образом, фазовый состав быстрорежущих сталей после
многократного отпуска следующий: специальные карбиды (нерастворенные при
аустенитизации и выделившиеся при отпуске) 20-25 %; остаточный аустенит 1-2 %;
остальное - отпущенный мартенсит (в том числе 3-4 % неотпущенного).
6. Влияние
легирующих элементов на протекание структурных превращений при ТО
Быстрорежущие стали, в отличие от легированных и углеродистых
сталей, имеют высокую теплостойкость, сохраняя мартенситную структуру и
твердость более 60 HRC при нагреве до 600-650°С, более высокую
прочность и повышенное сопротивление пластической деформации.
Основными легирующими элементами быстрорежущих сталей,
обеспечивающих высокую красностойкость, являются вольфрам, молибден, ванадий и
кобальт. Кроме них все стали легируют хромом. Важным компонентом является
углерод.
Содержание углерода в стали должно быть достаточным, чтобы
обеспечить образование карбидов легирующих элементов. Так при содержании
углерода меньше 0,7 % не получается высокой твердости в закаленном и в
отпущенном состоянии. Влияние повышенного содержания углерода в сталях с
молибденом более благоприятно, чем в вольфрамовых.
Карбидообразующие элементы образуют в стали специальные
карбиды: Me6С на основе вольфрама и молибдена, MeС на основе ванадия
и Me23С6 на основе хрома. Часть атомов Me составляет
железо и другие элементы.
Вольфрам и молибден являются основными легирующими
элементами, обеспечивающими красностойкость. Они образуют в стали карбид Me6С,
который при аустенитизации часто переходит в твердый раствор, обеспечивая
получение после закалки легированного вольфрамом (молибденом) мартенсита.
Вольфрам и молибден затрудняют распад мартенсита при нагреве, обеспечивая
необходимую красностойкость. Нерастворенная часть карбида Me6С
приводит к повышению износостойкости стали. Молибден по влиянию на
теплостойкость замещает вольфрам по соотношению Mo: W = 1: 1,5.
Ванадий образует в стали наиболее твердый карбид VC (MeС).
Максимальный эффект от введения в сталь ванадия достигается при условии, что
содержание углерода в стали будет достаточным для образования большого
количества карбидов и для насыщения твердого раствора. Карбид MeС, частично
растворяясь в аустените, увеличивает красностойкость и повышает твердость после
отпуска благодаря эффекту дисперсионного твердения. Нерастворенная часть
карбида MeС увеличивает износостойкость стали.
Хром во всех быстрорежущих сталях содержится в количестве
около 4%. Он является основой карбида Me23С6. При нагреве
под закалку этот карбид полностью растворяется в аустените при температурах,
значительно более низких, чем температуры растворения карбидов Me6С
и MeС. Вследствие этого основная роль хрома в быстрорежущих сталях состоит в
придании стали высокой прокаливаемости. Он оказывает влияние и на процессы
карбидообразования при отпуске.
Кобальт применяют для дополнительного легирования
быстрорежущей стали с целью повышения ее красностойкости. Кобальт в основном
находится в твердом растворе и частично входит в состав карбида Me6С.
К недостаткам влияния кобальта следует отнести ухудшение прочности и вязкости
стали, увеличение обезуглероживания.
Марганец в небольших количествах может переводить серу в
более благоприятное соединение.
Сера является вредной примесью, способствующая
красноломкости. В ледебуритных сталях отрицательная роль образующихся сульфидов
меньше из-за присутствия в структуре значительно большего числа избыточных карбидов,
которые могут также ухудшать эти свойства. Кроме того, сульфиды при низких
температурах начала затвердевания этих сталей часто служат центрами
кристаллизации и присутствуют внутри крупных эвтектических карбидов. Их
количество уменьшается на границе зерен. Для уменьшения количества серы (до
0,015 %) используют электрошлаковый переплав.
Фосфор также является вредной примесью. При содержании
фосфора более чем 0,02-0,03 % заметно снижается вязкость и прочность,
усиливаются искажения в решетке мартенсита.
Рисунок 4 - Микроструктура стали Р6М5 (литое состояние)
Рисунок 5-Микроструктура стали Р6М5 (после закалки)
Рисунок 6-Микроструктура стали Р6М5 (после 3ех кратного
отпуска)
7. Методика
контроля качества сверла
7.1 Контроль
качества после отжига
Результат предварительной термической обработки оценивается
по твердости и микроструктуре. Микроструктуру при отжиге контролируют на
зернистый перлит.
Параметры, контролируемые у быстрорежущих сталей после
отжига: химический состав, размер заготовки в состоянии поставки, твердость в
отожженном состоянии по, не ниже НВ 255, глубина обезуглероженного слоя 0,5-1 %
от диаметра сверла.
7.2 Контроль
качества после закалки и отпуска
Параметрами контроля являются:
твердость HRC 63 - 65
величина аустенитного зерна 10-11 балл
теплостойкость
8. Дефекты
при ТО
. Нарушение формы инструмента при закалке - дефект
возникающий у сталей, температура закалки которых близка к температурам начала
плавления. В результате чрезмерного перегрева или расположения инструмента в
ванне близко к электродам, возникает оплавление инструмента. Поэтому при
помещении инструмента в ванну следует выключить ток. Этот недостаток можно
устранить так же, установкой защитной стенки из кирпичей, отделяющих электроды
от инструмента.
. Недостаточная твердость после отпуска может быть вызвана
следующими причинами:
а) пониженной температурой закалки (выявляется микроанализом)
б) низким нагревом при отпуске (выявляется магнитным
анализом).
Дефекты возникающим в результате этих причин, устраняются
соответственно отжигом и последующими правильными закалкой и отпуском.
. Снижение теплостойкости возникает в результате очень
длительного или многократного нагрева выше области Aс1 (при 825-900С), в том числе при отжиге,
который приводит к образованию карбида W2C и снижения растворимости
карбида W6C в аустените вследствие изменения параметров его решетки.
Выявляется по снижению вторичной твердости или теплостойкости. Данный дефект
предотвращается соблюдением температурного режима и длительности термической
обработки.
. Деформация и коробление определяется проверкой размеров
готового инструмента. Возникают из-за внутренних напряжений, образовавшихся
при закалке; неравномерного нагрева под закалку и неправильного погружения в
охлаждающую среду в мартенситном интервале. Дефекты устраняются правильным
погружением в закалочную среду, равномерным нагревом и проверкой на кривизну
перед закалкой.
. Повышенная хрупкость образуется из-за значительного
повышения температуры нагрева при закалке или излишне длительной выдержке. Этот
брак исправляется также как и недостаточная твердость.
. Нафталиновый излом - это излом, проходящий по телу крупных
зерен (по кристаллографическим плоскостям) и отличающийся характерным блеском.
При одинаковых условиях обработки он возникает чаще при диаметре инструмента
больше 15 мм. Сталь с таким изломом не отличается по твердости и теплостойкости
от стали с нормальным изломом, но её вязкость в 2-4 раза ниже и стойкость
инструмента при этом ухудшается. Нафталиновый излом можно предупредить
правильным режимом ТО. Кроме того, излом не образуется, если твёрдость стали
ниже 260-280 HB, которая получена после отжига при условии если правильно
подобран режим нагрева.
. Карбидная неоднородность - приводит к неравномерному
распределению легирующих элементов и к неоднородной структуре стали после
закалки и отпуска. Наличие малолегированных участков может служить причиной
снижения твердости и красностойкости стали. Уменьшение карбидной неоднородности
быстрорежущих сталей может быть достигнуто путем ковки заготовок с осадкой и
вытяжкой. Однако этот способ связан с увеличением трудоемкости металлургических
процессов.
Рисунок 7 - Поверхность нафталинового излома
Рисунок 8 - Карбидная неоднородность быстрорежущей стали
9. Выбор
оборудования для то сверла
Двухкамерные пламенные печи применяются для нагрева
высоколегированных сталей. Одна камера служит для окончательного нагрева, а
другая - для предварительного прогрева деталей теплом отходящих газов первой.
Рассматриваемые печи используют также для нагрева низколегированных сталей с
целью экономии топлива. В малых печах камеры располагаются вертикально, а в
печах, предназначенных для нагрева тяжелых деталей, рядом.
На рисунке 9 даны схемы двух печей с вертикальным
расположением камер для нагрева под закалку быстрорежущей стали.
Печь, схема которой приведена на рисунке 9 (а), имеет горелки
1. Продукты сгорания, омывая детали, загруженные на под нижней камеры 2,
отводятся в верхнюю камеру 4 через отверстие 6 в своде печи. В верхней камере
газы первоначально омывают снизу шамотную плиту 3, а затем по боковым щелям
поднимаются к своду и уходят через отверстие 5 в рекуператор.
В нижней камере печи можно получить температуру до 1350°С, а
в верхней подогревательной - 900-800°С. Желательно, чтобы под верхней камеры
был не выше 1,2, а нижней 0,8-0,6 м от уровня пола.
Рисунке 9 (б), приведена конструкция электрической
двухкамерной печи.
В верхней камере 3 установлены три силитовых стержня 4
мощностью
кВт, а в нижней подогревательной 2 - спиральные металлические
нагревательные элементы / мощностью 9 кВт. Производительность печи 25-
кг/ч. Дверка верхней камеры открывается вверх рычагом 5, а
нижней сдвигается в сторону на роликах 6.
Рисунок 9 - Печи с вертикальным расположением камер для
нагрева под закалку быстрорежущей стали.
10. Выбор
дополнительного оборудования для то сверла
Контролируемые атмосферы для быстрорежущей стали: отжиг -
ПСО-06, ПСО-09; закалка - ГГ-ВО, ПСО-06, ПСО-09, КГ-ВО; отпуск - ПСО-06,
ПСО-09, ГГ-ВО.
Удаление окалины в дробеструйных установках
В дробеструйных установках детали от окалины очищаются струей
чугунной или стальной дроби. Струя создается сжатым воздухом давлением 0,3-0,5
МПа (пневматическая дробеструйная очистка) или быстровращающимися лопаточными
колесами (механическая очистка дробеметами).
При дробеструйной очистке давление сжатого воздуха должно
составлять 0,5-0,6 МПа. Чугунная дробь изготовляется литьем жидкого чугуна в
воду при распылении струи чугуна сжатым воздухом с последующей отсортировкой на
ситах. Дробь должна иметь структуру белого чугуна с твердостью 500 НВ, ее
размеры находятся в пределах 0,5-2-мм. Расход чугунной дроби составляет лишь
0,05-0,1 % от массы деталей. При очистке дробью получается более чистая
поверхность детали, достигается большая производительность аппаратов и
обеспечиваются лучшие условия труда, чем при очистке песком.
Основной частью пневматической установки является
дробеструйный аппарат, который может быть нагнетательным и гравитационным.
Простейший однокамерный нагнетательный дробеструйный аппарат представляет собой
цилиндр 4, имеющий вверху воронку для дроби, герметически закрывающуюся крышкой
5. Внизу цилиндр заканчивается воронкой, отверстие из которой ведет в
смесительную камеру 2. Дробь подается поворотной заслонкой 3. В смесительную
камеру через кран / подводится сжатый воздух, который захватывает дробь и
транспортирует ее по гибкому шлангу 7 и соплу 6 на детали. Дробь находится под
давлением сжатого воздуха вплоть до истечения из сопла, что повышает
эффективность действия абразивной струи. В аппарате описанной однокамерной
конструкции сжатый воздух необходимо временно отключать при его пополнении
дробью.
Список
используемой литературы
1.
Под ред.В.Г. Сорокина, М.А. Гервасьева. Марочник сталей и сплавов. - М. 2001;
608 с.
.
Ю.А. Геллер. Инструментальные стали. - М.: Металлургия, 1983. - 526 с.
.
А. А. Попов, Л.Е. Попова. Справочник термиста. - М.: Металлургия, 1965.
.
К.Ф. Стародубов и др. Дипломное проектирование термических цехов. - Киев: Вища
школа, 1974. - 159 с.
.
С.Л. Рустем. Оборудование термических цехов. - М.: Металлургия: 1964.
.
Под. ред. Ю.М. Лахтина, А.Г. Рахштадта. Термическая обработка в машиностроении.
― М.: Металлургия, 1980; 783 с.
.
М.И. Гольдштейн. Специальные стали. - М.: Металлургия, 1985. - 408 с.