Быстрорежущие стали

Быстрорежущие стали сохраняют высокую твердость, прочность, износостойкость при нагреве до 600…650^оС, что позволяет повысить скорость резания до 50 м/мин и стойкость инструмента в 10..30 раз.

Снижение твердости при нагревании обусловлена, в первую очередь, распадом мартенсита и коагуляцией карбидов, которые при этом выделяются. В ранее рассмотренных углеродистых и легированных инструментальных сталях коагуляция карбидов наступает при температурах 200…350^оС, что влечет за собой снижение твердости.

Высокая теплостойкость быстрорежущих сталей обеспечивается введением вольфрама совместно с другими карбидообразующими элементами – молибденом, хромом, ванадием в количестве, достаточном для связывания практически всего углерода в специальные карбиды.

Вольфрам и молибден в присутствии хрома связывают углерод в специальный карбид МеС₆, являющийся основным в быстрорежущих сталях и с трудом коагулирующий при отпуске, тем самым задерживая распад мартенсита. Выделение дисперсных карбидов, которое происходит при повышенных температурах отпуска (500…600^оС), вызывает дисперсионное твердение мартенсита, т. н. «явление вторичной твердости».

Кобальт не образует карбидов, но, повышая энергию межатомных сил связи, затрудняет коагуляцию карбидов и, тем самым, способствует увеличению теплостойкости.

Быстрорежущие стали маркируются буквой «Р», следующая цифра указывает на содержание вольфрама в процентах. Содержание хрома (~ 4% во всех сталях ) и ванадия (до 2%) в марке стали не указывается. Марки сталей, дополнительно легированные молибденом, кобальтом или имеющие повышенное содержание ванадия, содержат соответствующие буквенные обозначения и цифры, указывающие их содержание в процентах. Содержание углерода в быстрорежущих сталях не указывается и составляет 0,7…1,0%.

По микроструктуре в равновесном состоянии быстрорежущие стали относятся к ледебуритному классу и после литья имеют ледебуритную эвтектику, которую устраняют интенсивной ковкой. При недостаточной проковке остается карбидная ликвация, которая характеризуется локальным скоплением карбидов в виде участков неразрушенной эвтектики.

Для улучшения обрабатываемости деформированной стали далее назначают изотермический отжиг, включающий нагрев до 840…860°С, выдержку 2…4 часа, последующее охлаждение с печью до 740°С и изотермическую выдержку 4...6 часов, последующее охлаждение с печью до 400°С и окончательное охлаждение на воздухе. В отожженном состоянии структура стали содержит мелкозернистый сорбит, вторичные и более крупные первичные карбиды и хорошо обрабатывается резанием.

Высокие эксплуатационные свойства инструменты из быстрорежущей стали приобретают после закалки и отпуска. Особенностью закалки является высокая температура нагрева до 1200…1280^оС, обусловленная необходимостью максимального растворения карбидов и получения высоколегированного аустенита. Легирование аустенита происходит за счет растворения вторичных карбидов, а первичные карбиды не растворяются и тормозят рост зерна аустенита.

Высоколегированный аустенит обладает большой устойчивостью, поэтому охлаждающей средой при закалке обычно является масло, а мелкие инструменты иногда охлаждают даже на воздухе. Для уменьшения деформации применяется ступенчатая закалка в расплавленных солях температурой 400…500^оС.

После закалки быстрорежущие стали содержат до 30% остаточного аустенита, что объясняется снижением точки начала мартенситного превращения М_Н. Остаточный аустенит снижает твердость, а последующий распад может привести к изменению размеров и формы ответственного инструмента. Для снижения его количества осуществляютобработку холодом или проводят отпуск. В процессе выдержки при отпускной температуре 560^оС из аустенита выделяются карбиды, что приводит к уменьшению его легированности и повышению М_Н,. Поэтому при последующем охлаждении он претерпевает мартенситное превращение, но в процессе однократного отпуска только часть остаточного аустенита превращается в мартенсит. Для снижения его количества до 3…5% проводят двух-, трехкратный отпуск. Твердость быстрорежущих сталей после отпуска может достигать 63-70 HRC в зависимости от марки, а прочность − до 2000 МПа.

Повышение износостойкости быстрорежущих сталей может быть достигнуто низкотемпературным цианированием, газовым или ионным азотированием, напылением нитридов титана.

Большим недостатком быстрорежущих сталей является наличие избыточных карбидов, распределение которых регламентируется стандартами. Карбидная неоднородность снижает прочность и вязкость, ухудшает шлифование сталей, способствует выкрашиванию рабочих кромок.

Достаточно эффективно устраняется такой структурный дефект при получении быстрорежущих сталей методами порошковой металлургии. В этих сталях карбидная фаза очень дисперсная, что способствует более полному растворению карбидов в аустените и повышению теплостойкости. Температура закалки порошковых сталей на 20…30^оС ниже традиционных.

Основные порошковые стали Р0М2Ф3-МП, М6Ф1-МП, М6Ф3-МП содержат мало дефицитного вольфрама. Применяются также стали Р6М5Ф3-МП, Р7М2Ф6-МП, Р12М3К5Ф2-МП и др. с содержанием углерода более 1,2%.

Стойкость режущего инструмента из порошковых сталей в 1,5…2 раза выше быстрорежущих сталей обычного производства.