Оптимальный режим термической обработки для резьбовых фрез из стали Р6М5

Содержание

 

Задание
Введение
1 Назначение  и свойства стали Р6М5
2 Термическая  обработка фрез из стали Р6М5
2.1 Предварительная  термическая обработка
2.1.1 Перлитное превращение
2.2 Закалка
2.3 Отпуск
3 Поверхностная  обработка
Заключение
Список  используемых источников
Приложение А

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Задание

 

Назначить оптимальный режим  термической обработки для резьбовых  фрез из стали Р6М5. Объяснить превращения  в сплавах, вызванные нагревом и  охлаждением в соответствие с  выбранным режимом термической  обработки, указать микроструктуру и твердость после термической  обработки.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

Введение

 

Быстрорежущие стали применяют  для режущих инструментов, работающих в условиях значительного нагружения и нагрева рабочих кромок. Инструмент из быстрорежущих сталей обладает высокой  стабильностью свойств.

       Быстрорежущие стали сочетают высокую теплостойкость (600-650 °С в зависимости от состава и обработки) с высокими твердостью до HRC 68–79, износостойкостью при повышенных температурах и повышенным сопротивлением пластической деформации.

       Для обеспечения красностойкости сталь легируют большим количеством вольфрама в сочетании с молибденом и ванадием. Кроме этих элементов все быстрорежущие стали легированы хромом, а некоторые кобальтом.

       Применяемые быстрорежущие стали делят на три группы: стали нормальной производительности, повышенной и высокой производительности.

       Стали нормальной производительности характеризуются пониженной теплостойкостью (615–620 °С). К ним относятся: вольфрамовые стали (Р9, Р12, Р18), вольфрамомолибденовые (Р6М5, Р6М3, Р8М3 и др.), безвольфрамовые (9Х6М3Ф3АГСТ, 9Х4М3Ф2АГСТ и др.).

       Сталь Р6М5 в основном вытеснила стали Р18, Р12 и Р9 и нашла применение при обработке цветных сплавов, чугунов, углеродистых и легированных сталей, а также некоторых теплоустойчивых и коррозионно-стойких сталей.

       Разработаны новые марки безвольфрамовых быстрорежущих сталей нормальной производительности – 9Х6М3Ф3АГСТ (Эк-41) и 9Х4М3Ф2АГСТ (ЭК-42). Стали имеют меньшую плотность, что сокращает расход быстрорежущих сталей на 4-5 %. По режущим свойствам они соответствуют свойствам стали Р6М5, что и предопределяет область их применения.

       Стали повышенной производительности дополнительно легированы кобальтом и ванадием. К ним относятся стали с повышенной теплостойкостью 625-640 °С: вольфрамокобальтовые (Р9Ф5, Р9К10 и др.); вольфрамованадиевые (Р9Ф5, Р12Ф3 и др.), вольфрамованадиевые с кобальтом (Р10Ф5К5, Р12Ф4К5 и др.); вольфрамованадиевые с кобальтом и молибденом (Р12Ф3К10М3, Р12Ф2К5М3 и др.).

К группе быстрорежущих сталей повышенной производительности следует  отнести и быстрорежущие дисперсионно-твердеющие сплавы с интерметаллидным упрочнением. Их высокая теплостойкость и режущие свойства обеспечиваются высокими температурами a ® g превращения и упрочнением вследствие выделения при отпуске интерметаллидов, имеющих более высокую устойчивость, к коагуляции при нагреве, чем карбиды. Наибольшее распространение получил сплав В11М7К23 (ЭП831).

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

1. Назначения и свойства стали Р6М5

 

Режущий инструмент работает в условиях длительного контакта и трения с обрабатываемым металлом. В процессе эксплуатации должны сохраняться  неизменными конфигурации и свойства режущей кромки. Материал для изготовления режущего инструмента должен обладать высокой твердостью и износостойкостью, т. е. способностью длительное время сохранять режущие свойства кромки в условиях трения.

Быстрорежущие стали с повышенным содержанием вольфрама, ванадия, кобальта имеют высокую твёрдость, но у них сильно проявляется карбидная неоднородность, которая негативно влияет на их твёрдость, что приводит к выкрашиванию режущих кромок. Этому меньше подвержены молибденосодержащие стали, которые имеют стабильные по всему сечению характеристики.

В настоящее время наблюдается тенденция к замене быстрорежущих сталей с высоким содержанием вольфрама на сложнолегированные стали с малым содержанием вольфрама. Наиболее типичным представителям таких сталей есть сталь марки Р6М5.

Повышенная стойкость, прочность  и технологичность дали возможность  стали Р6М5 занять доминирующее место  среди сталей нормальной продуктивности. Её применяют при изготовлении широкой  гаммы режущих инструментов: (резцы, сверла, фрезы, резьбовые фрезы, долбяки, развертки, зенкеры, метчики, протяжки для обработки конструкционных сталей с прочностью до 1000 МПа, от которых требуется сохранение режущих свойств при нагревании во время работы до 600 °С), а также при обработке углеродистых легированных конструкционных сталей.

Так как задание к данной курсовой работе заключается в необходимости  подбора режима термической обработки  для резьбовых фрез из стали Р6М5, то более подробно остановимся на условиях работы данного инструмента.

Фреза используется в качестве режущего инструмента для механической обработки металла резанием, при которой режущий инструмент – фреза имеет вращательное (главное) движение, а обрабатываемая заготовка – поступательное движение (движение подачи), оно может быть направлено как по направлению вращения фрезы, так и против.

Особенностью фрезерования является прерывистость процесса резания. Это обусловлено тем, что при  вращении фрезы каждый зуб врезается  в заготовку с ударом, а затем  работает только на некоторой части  оборота и выходит из зоны резания. При дальнейшем движении зуб не касается заготовки, что способствует его  охлаждению и обусловливает более  благоприятные условия для работы.

Врезание зубьев фрезы  в заготовку с ударами приводит к возникновению вибрации, что  отрицательно сказывается на точности и шероховатости обработки.

Рабочая кромка инструмента  испытывает тепловые воздействия за счет тепла, выделяющегося при резании  и трении. Температура достигает 400-600 ºС и может повышаться при дальнейшем повышении скорости резания. Каждый режущий зуб фрезы имеет такие же элементы и как и любой резец или другой режущий инструмент, врезаясь в металл, снимает стружку.

Поэтому наиболее важные требования к дисковой фрезе следующие:

- высокая твердость 63-65 HRC;

- высокая прочность и  сопротивление пластической деформации;

- теплостойкость, при температуре  резанья 615-620 °С;

- формо- и размероустойчивость.

Химический состав, критические  точки и механические свойства приведены  в таблицах 1.1-1.3.

 

Таблица 1.1 - Химический состав стали Р6М5, % по массе

C	Si	Mn	S	P	Cr	Fe	Ni	Mo	V	Co	W
0.82- 0.9	до 0.5	до 0.5	до 0.025	до 0.03	3.8- 4.4	78.845- 83.38	до 0.4	4.8 - 5.3	1.7 -2.1	до 0.5	5.5- 6.5

Таблица 1.2 – Критические  точки стали Р6М5

Температура критических точек	Ac1, ºC	Ac3, ºC
	815	850

 

Таблица 1.3 - Механические свойства стали в состоянии поставки (после отжига) при 20ºC

σ0,05	σ0,2	σВ	δ	ψ	σсж0,2	σсж	ε, %	KCU, Дж/см2
МПа			%		МПа
240	510	850	12	14	520	2720	54	18

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

2 Термическая  обработка фрез из стали Р6М5

2.1 Предварительная  термическая обработка

 

Микроструктура  быстрорежущей стали Р6М5 в литом  состоянии имеет эвтектическую  структурную составляющую. Для получения  оптимальных свойств фрез из быстрорежущей стали необходимо по возможности устранить структурную неоднородность стали – карбидную ликвацию. Для этого слитки из быстрорежущей стали подвергаются интенсивной пластической деформации (ковке) при температуре 1140-850 ^оС. При этом происходит дробление карбидов эвтектики и достигается более однородное распределение карбидов по сечению заготовки.

Для подготовки структуры з быстрорежущей стали Р6М5 к окончательной термической обработке поковки из данной сталей подвергают предварительной термической обработке отжигу. Процесс ковки заготовок не всегда удается закончить при регламентированной температуре окончания ковки и заданной степени деформации. Скорость охлаждения поковок после окончания ковки также не всегда является оптимальной с точки зрения получения необходимой структуры, твердости и уровня остаточных напряжений. Поэтому предварительная термическая обработка преследует цель:

-снизить твердость  поковок для улучшения обрабатываемости  резанием;

-измельчить зерно  и обеспечить равномерное распределение  структурных составляющих;

-снизить уровень  остаточных напряжений.

В качестве предварительной  смягчающей термической обработки  стали Р6М5 был выбран изотермический отжиг.

Изотермическая диаграмма  распада аустенита стали Р6М5 приведена на рисунке 2.1.

 

Рисунок 2.1 – Изотермическая диаграмма распада аустенита стали 5ХНМ

 

На изотермической диаграмме  имеется два минимума устойчивости переохлажденного аустенита, соответствующие  перлитному (диффузионному) и бейнитному (промежуточному) превращениям. Оба превращений разделены областью относительной устойчивости аустенита. Особенность промежуточного превращения в стали заключается в том, что оно протекает не до конца. Часть аустенита, обогащенного углеродом, при изотермической выдержке не распадается и при дальнейшем понижении температуры превращается в мартенсит или даже не претерпевает этого превращения. Таким образом, в результате промежуточного превращения сталь получает структуру, состоящую из бейнита и некоторого количества мартенсита или не распавшегося аустенита, который называется остаточным аустенитом. Легирующие элементы увеличивают устойчивость аустенита в области перлитного и бейнитного превращения и на диаграмме изотермического превращения сдвигают вправо кривые начала и конца распада.

Причины высокой устойчивости переохлажденного аустенита в области  перлитного превращения многие исследователи  связывают с тем, что в результате распада легированного аустенита в перлитной области образуется феррит и легированный цементит или даже специальные карбиды. Для образования такой феррито-карбидной смеси между твердым раствором                      и карбидом должно произойти диффузионное перераспределение не только углерода, но и легирующих элементов. Карбидообразующие элементы переходят в карбиды, а элементы, не образующие карбидов, - в феррит. Замедление распада аустенита в перлитной зоне объясняется малой скоростью диффузии легирующих элементов в аустените и уменьшением скорости диффузии углерода под влиянием карбидообразующих элементов.

В области температур промежуточного превращения распад аустенита может  ускоряться вследствие того, что при  более низких температурах исключается  диффузия легирующих элементов. Поэтому  при распаде аустенита образуется феррит и карбид цементитного типа, имеющие то же содержание легирующих элементов, что исходный аустенит. Следовательно, для образования феррито-карбидной смеси в промежуточной области необходима только диффузия углерода. При этом превращение не сопровождается перераспределением легирующих элементов.

 

2.1.1 Перлитное превращение

 

Перлитное превращение переохлажденного аустенита носит кристаллизационный характер и по своему механизму является диффузионным. Это следует из того, что аустенит, практически однородный по концентрации углерода, распадается  с образованием феррита (почти чистое железо) и цементита содержащего 6,67 % углерода, то есть смеси фаз, имеющих  резко различную концентрацию углерода.

Первоначально в аустените  появляются зародыши цементита (рисунок 2.2). Они, как правило, появляются на границе зерна аустенита. Рост зародыша цементита происходит за счет диффузии углерода из прилегающих объемов аустенита. Это приводит к обеднению углеродом аустенита, окружающего цементитную пластинку, и способствует превращению его в феррит. Рядом с цементитом выделяется пластинка феррита. Одновременно происходит рост пластинок феррита и цементита. Повторение этого процесса приводит к образованию перлитного зерна. Такой процесс продолжается до столкновения отдельных зерен и превращения всего аустенита.

 

Рисунок 2.2 - Схема возникновения и роста перлитного зерна

 

Чем ниже температура распада  аустенита, тем дисперснее образующаяся феррито-цементитная смесь.

При малых степенях переохлаждения (при700-650 °С) образуется четко дифференцированная ферритно-цементитная смесь перлит. При большей 
степени переохлаждения (при температурах около 600 °С) получается более тонкая смесь, она называется сорбитом. 

При еще большем переохлаждении аустенита (до 500-550 °С) образуется еще более дисперсная смесь: она называется трооститом. При рассмотрении под оптическим микроскопом троостит наблюдается в виде трудно дифференцируемого сильно травящегося фона. Строение троостита выявляется достаточно четко под электронным микроскопом.

Твердость и прочность  феррито-цементитной смеси прямо пропорциональны площади поверхности раздела между ферритом и цементитом.

Поэтому с увеличением  степени дисперсности феррито-цементитной смеси твердость, пределы прочности, текучести и выносливости возрастают.

Наибольшие значения относительного удлинения и относительного сужения  наблюдаются у сорбита. При переходе к трооститу (температура превращения  около 550 °С) пластичность уменьшается.

Уменьшение твердости  быстрорежущих сталей при отжиге достигается за счет обособления в структуре карбидной и ферритной фаз, коагуляции карбидов и приобретения ими глобулярной (зернистой) формы. Чем крупнее включения карбидов и чем ближе их форма к глобулярной, тем мягче сталь после отжига. Чем меньше скорость охлаждения, тем до больших размеров вырастают глобули карбида при распаде аустенита. Регулируя скорость охлаждения, можно получить структуру глобулярного перлита от точечного до крупнозернистого. Более мелкозернистый перлит обладает повышенной твердостью и прочностью.

Для фрез изготовленных из стали Р6М5 был выбран изотермический отжиг холодных заготовок.

Температура отжига составила 870 ^оС и применялась для получения более высоких свойств. Продолжительность пребывания стали при 870 ^оС не должна превышать 10-15 часов. Затем сталь охлаждают со скоростью 30-60 ^оС/час до 720-750⁰С. Выдержка при 720-750 ^оС для выравнивая температуры и завершения перлитного превращения должна быть не менее 4-6 часов. После этого сталь охлаждают в печи до 600-650 ^оС со скоростью 40-50 ^оС/час, а затем на воздухе.

Структура отожженной быстрорежущей  стали – мелкозернистый (сорбитообразный) перлит и карбиды, мелкие эвтектоидные и более крупные первичные. Количество карбидов около 25 %. Твердость 23-25 HRC. Сталь с такой структурой хорошо обрабатывается резанием. Подавляющее количество легирующих элементов находятся в карбидной фазе. Для получения оптимальных свойств стали в готовом инструменте необходимо при термической обработке обеспечить максимальное насыщение мартенсита легирующими элементами.

2.2 Закалка

 

Закалка на мартенсит – термическая обработка металла или сплава, при которой главным является мартенситное превращение высокотемпературной фазы.

 

Рисунок 2.3 – Зависимость температур начала и конца мартенситных превращений  от содержания углерода в системе  Fe-C

 

Особенности мартенситного  превращения:

1. Мартенситное превращение протекает при быстром охлаждение с температуры выше точки А₁, когда подавлен диффузионный распад аустенита на смесь феррита и цементита. Поэтому после превращения концентрация углерода в мартенсите равна концентрации углерода в исходном аустените. В отличие от перлитного превращения мартенситное превращение бездиффузионное.

2. Превращение аустенита в мартенсит начинается с определенной для каждой марки стали температуры М_н или М_s, которую невозможно подавить даже при больших скоростях охлаждения. Превращение идет в интервале температур М_н-М_к, М_s-М_f.

3. При температуре М_н  превращение только начинается, появляются первые кристаллы мартенсита, чтобы оно продолжало развитие, необходимо непрерывное охлаждение в интервале М_н-М_к. В любом случае после превращения остается некоторое количество остаточного аустенита.

4. В отличие от перлитного мартенситное превращение не имеет инкубационного периода.

5. Мартенсит образуется в форме игл, растущих с громадной скоростью (порядка 1 км/с). После мгновенного образования мартенситная пластина не растет, а количество мартенсита увеличивается не вследствие подрастания уже образовавшихся пластин, а в результате «мгновенного» возникновения все новых и новых пластин.

6. Между решетками кристаллов мартенсита и исходного аустенита имеется определенное ориентационное соотношение, закономерная ориентировка решетки мартенсита по отношению к решетке аустенита.

7. При мартенситном превращении на плоской полированной поверхности образуется характерный рельеф, свидетельствующий об изменении формы превращения объема аустенита. Такой рельеф служит главным внешним признаком мартенситного превращения.

Вообще, мартенсит – это пересыщенный твердый раствор углерода в α-Fe, с содержанием в нем углерода 2,14%.

Кристаллы мартенсита имеют  форму пластин утоненных к  краям. В результате пересечения  этих пластин мартенсит имеет  в микроскопе характерную игольчатую структуру, в результате сильного искажения в решетке α-Fe, внедренными в нее атомами углерода. Мартенсит обладает высокой твердостью и низкой пластичностью, причем, его твердость пропорциональна содержанию углерода.

Механизм мартенситного  превращения сводится к перестройке  ГЦК в ОЦК решетку. Для этой перестройки достаточно, чтобы атомы  в решетке смещались друг относительно друга на расстояние, не превышающее  межатомного. Таким образом, при  данном превращении происходит только изменение кристаллической решетки  без выделения углерода из твердого раствора.

Огромная скорость роста  кристаллов мартенсита при температуре  ниже 240 ^оС (ниже точки М_Н) объясняется тем, что превращение протекает за счет малой величины смещения атомов при сохранении когерентных решеток аустенита и мартенсита.

Из-за различия удельных объемов  аустенита и мартенсита и сохранения когерентных границ, появляются и  растут кристаллы мартенсита, приводящие к возникновению упругой энергии. Поэтому рост мартенситного кристалла  происходит до тех пор пока данная упругая энергия не вызовет пластическую деформацию, и тем самым нарушается когерентность кристаллических  решеток. На этом рост кристаллов мартенсита прекращается и дальнейшее превращение происходит в результате образования новых пластин.

После мартенситного превращения  в структуре остается остаточный аустенит и его количество будет  тем больше, чем больше содержание углерода в аустените.

При нагреве под закалку  необходимо обеспечить максимальное растворение  в аустените труднорастворимых  карбидов вольфрама, молибдена и  ванадия. Такая структура увеличивает  прокаливаемость и позволяет получить после закалки высоколегированный мартенсит с высокой теплостойкостью. Поэтому температура закалки стали Р6М5 очень высокая и составляет 1230-1250 ^оС.

Для предотвращения образования  трещин и деформации инструмента  из–за низкой теплопроводности стали нагрев под закалку проводят с подогревом в расплавленных солях 750-800 ^оС. Для защиты от обезуглероживания, окончательный нагрев также проводят в соляной ванне (78% BaCl₂+22% NaCl) c очень малой выдержкой примерно 5-6 минут.

Охлаждение от температуры  нагрева до 550-600 ^оС должно быть ускоренным для предупреждения выделения карбидов, снижающего красностойкость и механические свойства.

В качестве среды охлаждения фрез из стали Р6М5 были выбраны соли NaNO₃+NaNO₂ или NaOH+KOH при 225-300 ^оС с выдержкой 30-40 мин.

В результате такой выдержки сталь сохраняет в закаленном состоянии повышенное количество остаточного  аустенита: до 40-50%, кроме того, значительно уменьшается деформация. Красностойкость стали не изменяется.

После закалки структура быстрорежущей стали состоит из высоколегированного мартенсита, содержащего 0,3–0,4 % С, не растворенных при нагреве избыточных карбидов 15-20 %, и около 20–25 % остаточного аустенита. Последний снижает твердость, режущие свойства инструмента, ухудшает шлифуемость, и его присутствие нежелательно. Твердость после проведенной закалки составляет 62-65HRC.

Структура быстрорежущей  стали Р6М5 представлена на рисунке 2.4.

 

Рисунок 2.4 – Структура стали  Р6М5 после закалки

 

2.3 Отпуск

 

Отпуск – это вид термической обработки, следующий за закалкой и заключающийся в нагреве стали до определённой температуры, выдержки и охлаждении. Цель отпуска стали  - снятие внутренних напряжений, повышение вязкости и пластичности.

1. Различают низкий, средний и высокий отпуск. Низкий отпуск проводится при температуре 150-200 ^оС. В результате снимаются внутренние напряжения, происходит увеличение пластичности и вязкости без заметного снижения твердости и износостойкости. Низкому отпуску подвергают режущий и мерительный инструмент, а также детали, которые должны обладать высокой износостойкостью и твёрдостью.
2. При среднем отпуске нагрев производится до 350-450 ^оС. При этом происходит некоторое снижение твёрдости при значительном увеличении упругости и сопротивляемости действию ударных нагрузок. Применяется для пружин, рессор, ударного инструмента.
3. Высокий отпуск производится при 550-650 ^оС. При этом твёрдость и прочность снижаются значительно, но очень сильно возрастают вязкость и пластичность, однако создаётся оптимальный вариант для конструкционных сталей сочетание механических свойств. Применяется для деталей, которые подвергаются действию высоких нагрузок. Термическая обработка, состоящая из закалки и высокого отпуска, называется улучшением. Она является основным видом обработки конструкционных сталей. Продолжительность выдержки зависит от размеров деталей: чем они больше, тем длиннее выдержка. Низкий отпуск инструментов обычно происходит в течении 0,5-2,5 часа. Для измерительных инструментов проводят более длительный отпуск до 10-15 часов.

Для фрез из стали Р6М5 проводят трехкратный отпуск при температуре 560 ^оС с выдержкой 1 час.

Отпуск при данной температуре  уменьшает содержание ванадия и  хрома в аустените и увеличивает  их концентрацию в осадке.

Многократный отпуск улучшает режущие  свойства и повышает стойкость инструментов.

Положительная роль многократного  отпуска прежде всего связана с влиянием на прочность. Первый отпуск снимает напряжения, созданные закалкой, что должно улучшать прочность. Однако мартенситное превращение остаточного аустенита, происходящее при охлаждении, вызывает новые напряжения. Этот процесс действует в обратном направлении, ухудшая прочность и уменьшая положительный эффект, достигаемый нагревом при отпуске. Второй отпуск снимает напряжения, созданные охлаждением при первом отпуске, и вызывает новые, но меньшие напряжения в результате превращения дополнительных порций остаточного аустенита. Снятие этих напряжений при третьем отпуске дополнительно повышает прочность. Поэтому для характеристики влияния кратности отпуска надо оценивать не только количество аустенита, которое может быть превращено при данном отпуске, но и количество неотпущенного мартенсита, которое было получено при предыдущем отпуске.

Кроме того, превращения остаточного  аустенита и дальнейшее уменьшение содержания углерода и легирующих элементов  в образовавшемся из него мартенсите при последующем отпуске дополнительно  улучшает теплопроводность по сравнению  с получаемой после первого отпуска. Однако из-за присутствия легирующих элементов теплопроводность многократно отпущенной быстрорежущей стали остается ниже теплопроводности эвтектоидных сталей.

Аустенит  при охлаждении от температуры отпуска  превращается в мартенсит отпуска, что вызывает прирост твердости. Увеличению твердости содействуют  и выделившиеся при температуре  отпуска мелкодисперсные карбиды  легирующих элементов. Максимальная твердость  достигается при температуре  отпуска 560 ^oС.

 

Рисунок 2.5 – Структура стали  Р6М5 после закалки

 

Нагрев  до температуры отпуска осуществляют в расплавленных солях 50 % CaCl₂, 30 % BaCl₂ и 20 % NaCl. Охлаждение производится на воздухе. Структура стали после однократного отпуска состоит из 50% М+ 20-25% А_ост+15-20% Карбидной фазы. После второго отпуска количество остаточного аустенита уменьшается до 5-6 %, после третьего отпуска количество остаточного аустенита снижается до 1-2 %, что допустимо. Твердость отпущенной стали составляет 62 HRC.