Быстрорежущие стали

Быстрорежущие стали маркируют буквой Р (rapid быстрый, скорый), цифры показывают среднее содержание вольфрама, являющегося основным легирующим элементом. Среднее содержание углерода и хрома во всех быстрорежущих сталях обычно составляет соответственно 1 и 4 %, поэтому эти элементы не указываются. Содержание остальных легирующих в целых процентах указывается в цифрах, следующих 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 600-620^оС. Резцы из быстрорежущей стали позволяют увеличить скорость резания в 8-10 раз по сравнению с инструментом из углеродистых сталей У10-У10А.

Известно, что потери твердости при нагреве обусловлена в первую очередь, коагуляцией выделившихся карбидов. Коагуляция карбидов в углеродистой и легированной сталях при температурах более 300^оС ведет к быстрой потере твердости. Теплостойкость быстрорежущих сталей обусловлена легированием их карбидообразующими элементами вольфрамом, ванадием и молибденом в количествах, достаточных для связывания почти всего углерода в специальные карбиды. Они коагулируют при температурах более 600°С.

Микроструктура быстрорежущей стали приведена на рис. 5.4. При затвердевании литой быстрорежущей стали образуется эвтектика, напоминающая ледебурит и располагающаяся по границам зерен. После ковки или прокатки сетка эвтектики подвергается дроблению с измельчением входящих в нее карбидов и более равномерным их распределением в основной матрице.

После прокатки или ковки быстрорежущую сталь подвергают изотермическому отжигу для уменьшения твердости и облегчения механической обработки. Сталь выдерживают при 740^оС 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: Р18 - 1270-1290, Р9 -1220-1240, Р6М5-1210-1230°С. Во избежание трещин и деформации инструмента из-за низкой теплопроводности сталей применяют ступенчатый нагрев под закалку в расплавленных солях, а закалку производят в масле

Рис. 5.4. Микроструктура быстрорежущей стали Р6М5 (Х500): а - литое состояние; б -после ковки и отжига; в - после закалки; д - после отпуска

После закалки структура быстрорежущей стали состоит из высоколегированного мартенсита, содержащего 0,3-0,4% С, нерастворенных при нагреве избыточных карбидов и около 30 % остаточного аустенита. Остаточный аустенит снижает твердость, режущие свойства стали, и 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 приведен на рис. 5.5. 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 стали после закалки Нас 62-63, а после отпуска она увеличивается до НКС 63-65.

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 сформованных заготовок. Спекание производят в вакууме при температуре 1200-1250^oС 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.

Порошковая быстрорежущая сталь обладает значительно 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 быстрорежущая сталь, полученная традиционным способом.