Влияние химико-термической обработки на показатели стойкости инструмента

Изменение структурного состава боросилицированного слоя заметно сказывается на микрохрупкости. Определение микрохрупкости диффузионного слоя проводилось с использованием прибора ПМТ-3. Микрохрупкость оценивалась по напряжению скола G диффузионноупрочненной поверхности (чем ниже напряжение скола, тем выше хрупкость), которое зависит от L (минималное расстояние от центра отпечатка алмазной пирамиды до края образца при нагрузке Р) [22]:

G= 0,17Р/(2L2 +LC) , (1)

где С - длина диагонали отпечатка алмазной пирамиды,

L- минималное расстояние от центра отпечатка алмазной пирамиды до края образца,

Р- нагрузка.

Рис.3.5 Влияние ХТО на микрохрупкость поверхностных слоёв, полученных при температуре 900 C и 1000C за 4 часа

В результате боросилицирования при температуре 900С микротвердость находится на уровне 13-14 ГПа (что характерно фазе Fe2B), напряжение скола ниже в 2 раза (рис.3.5), по сравнению с боросилицированным слоем полученными при температуре 1000?С (микротвердость 10-11ГПа). Это свидетельствует о значительном повышении сопротивления хрупкому разрушению диффузионноупрочненных поверхностей деталей при их работе в условиях динамических воздействий в процессе трения

Изменяя параметры ХТО можно получать отличающиеся по структуре диффузионные слои с различным соотношением фаз FeB, Fe2B, Fe3Si, что в значительной степени влияет на сопротивление хрупкому разрушению поверхностных слоев деталей, эксплуатирующихся при периодических или постоянных ударных воздействиях.

При эксплуатации в заводских условиях деталей, упрочненных высокотвердыми боридными фазами, было установлено, что наиболее эффективна толщина боросилицированных слоев 70-100 мкм. Исследования показали, что при температуре ХТО 900 - 920°С боросилицированные слои указанной толщины формируются за 4 - 6 часов.

В результате боросилицирования существенно повышаются показатели твердости и износостойкости поверхностных слоев стальных деталей. Использование высокотемпературных методов ХТО требует для повышения свойств сердцевины изделий последующей их закалки, что вызывает изменения размеров и приводит к необходимости окончательной механической обработки рабочих поверхностей. Это частично или полностью устраняет эффект от формирующихся при ХТО износостойких диффузионных покрытий и кроме того затрудняет, а иногда делает и невозможной механическую доводку.

3.2 Исследование влияния низкотемпературной химикотермической обработки на структуру и свойства сталей, применяемых для изготовления металлорежущего инструмента и деформирующей инструментальной оснастки

На основании перечисленных выше недостатков высокотемпературного процесса ХТО следует отдать предпочтение низкотемпературным процессам ХТО, проводимым при температурах не превышающих температуру отпуска, общепринятую для большинства деталей из высоколегированных инструментальных. В этом случае низкотемпературной химико-термической обработке подвергаются изготовленные в окончательный размер детали, включая шлифовку и даже полировку. В результате такой ХТО размеры и чистота поверхности практически не изменяются, а твердость и износостойкость существенно возрастают. Так как температура ХTO не превышает температуры отпуска, сохраняются структура и свойства сердцевины изделия.

Известные процессы низкотемпературной ХТО (газовые азотирование и нитроцементация, карбонитрация) требуют использования специального оборудования, отдельных площадей и помещений, квалифицированного обслуживающего персонала. Выпускаемое для этих процессов оборудование предназначено для ХТО сравнительно больших партий (более тысячи штук) мелкогабаритных деталей. Упрочнять небольшие партии деталей (десятки, сотни штук), является нецелесообразным, так как это связано с большим перерасходом энергозатрат и насыщающих материалов при недозагрузках оборудования.

В настоящей работе исследованы возможности применения в порошковых смесях технологических процессов низкотемпературного многокомпонентного диффузионого упрочнения бором, азотом, углеродом (карбоазотирование, борокарбоазотирование) позволяющих повысить долговечность различных видов быстроизнашиваемого инструмента, и не требующих применения специального оборудования.

Результаты исследований по влиянию времени ХТО на толщину диффузионных слоев на сталях 3Х3В3МФС, Р6М5 и немецкой быстрорежущей стали S390(Р10М2Ф5Х5К8) представлены на рисунке 3.6. За толщину диффузионных слоев принимали зону повышенной микротвердости, измеренной с использованием прибора ПМТ-3.

Рис.3.6 Влияние времени (t) борокарбоазотирования на толщину (Н) диффузионных слоёв на сталях 5Х3В3МФС, Р6М5 и S390 при температурах ХТО 520 °C

Рис.3.6 Влияние времени (t) борокарбоазотирования на толщину (Н) диффузионных слоёв на сталях 5Х3В3МФС, Р6М5 и S390 при температурах ХТО 520 °C

По полученным результатам можно сделать вывод, что для инструмента работающего в условиях трения необходимо получение диффузионных слоев максимально допустимой толщины. По причине невысокой температуры процесса ХТО (500-550°С), скорость образования диффузионного слоя находится на низком уровне.

В случае режущего инструмента (долбяки, метчики, развертки, зенкеры сверла, фрезы, прошивки и др.), изготавливаемого из быстрорежущей стали типа Р6М5,S390,Р18 испытания показали, что оптимальная толщина диффузионного слоя составляет 30-50 мкм. Диффузионный слой такой толщины достигается при температуре 550?С и времени выдержки 50 - 80 минут.

Фазовый анализ поверхности образца позволяет выделить несколько составляющих (рисунок 3.7,3.8). Максимум в области 72-1110 относится к карбиду железа Fe3C, этот пик присутствует во всех исследованных образцах. В спектрах образцов выделяются еще пики, которые также связывают с Fe3N. На поверхности образцов возможны сжимающие напряжения, что соответствует пику 6-696 Fe(рис 3.7)

Съемка образцов производилась на дифрактометре рентгеновском ДРОН-3 в CuKб-излучении. Параметры съемки: интервал 2и 10_ - 120_, шаг съемки 0,1_, время экспозиции 1 сек.

Рис.3.7 Фазовый анализ образцов Р10М2Ф5Х5К8 после ХТО при Т=550?С

Также возможно присутствие карбида железа.

Рис.3.8 Фазовый анализ образцов из стали 5Х3В3МФС после ХТО при Т=550?С

В структуре борокарбоазотированных слоев (рис 3.9) наблюдается вблизи поверхности исследуемых сталей наличие светлой полоски е -фазы. Эта фаза состава Fе2-3(N,С,В) с гексагональной решеткой. Под ней располагается темнотравящаяся зона гетерогенного строения, в которой наряду со структурными составляющими основного материала присутствуют включения борокарбонитридов железа, концентрация которых плавно уменьшается по мере удаления от поверхности, что вызывает уменьшение микротвердости.

(а)(б)

Рис.3.9 Микроструктура стали S390(Р10М2Ф5Х5К8(а)) и Р6М5(б) после борокарбоазотирования при 550?С 1,5часа

Микротвердость борокарбоазотированного слоя, в отличие от боросилицированного, плавно уменьшается по мере удаления от поверхности к сердцевине, что обеспечивает прочное их сцепление с металлической основой и предотвращает скалывание даже при относительно высоких динамических нагрузках.

Результаты исследований микротвердости образцов различных сталей представлены в табл.3.1и на рис.3.10. Микротвердость измерялась на изготовленных микрошлифах с помощью прибора ПМТ-3 путем вдавливания в исследуемую поверхность алмазной пирамиды при нагрузке 0,49 Н.

Рис.3.10 - Влияние ХТО на микротвердость поверхностных слоёв различных сталей, полученных при 550?С

Таблица 3.1 - Твердость поверхностных слоев

Установлено, что в случае присутствия в составе сталей таких легирующих элементов как хром, вольфрам, ванадий, титан и др. наряду с борокарбонитридами железа в структуре диффузионного слоя появляются и борокарбонитриды указанных элементов. Их микротвердость существенно превышает твердость борокарбонитридов железа, что приводит к повышению микротвердости всего диффузионного слоя. Причем, чем больше легирующих элементов в стали, тем выше твердость.

3.3 Влияние ХТО на показатели стойкости режущего инструмента

В настоящей работе исследованы два направления использования процессов ХТО - высокотемпературное (боросилицирование) и низкотемпературное (борокарбоазотирование). Для каждого из этих направлений определены температурные параметры и получаемые после ХТО свойства поверхностных слоев упрочняемых деталей. Процесс боросилицирования проводится при температурах 900-1000°С и требует существенных энергозатрат. На сталях формируется диффузионный слой повышенной твердости (до 14ГПа), что способствует росту износостойкости, при определенных параметрах испытаний, более чем в 6 раз. В производственных условиях МТЗ используют боросилицированные фильеры из сталей 7Х3 (рис2.1) для протягивания металлопроката круглого сечения или шестигранника, на протяжных станках. Их стойкость в 3 раза выше, чем у не подвергнутых ХТО(таблица 4).

Таблица 3.2 - Стойкость фильеры из стали 7Х3

Как указывалось в пункте3.1 использование высокотемпературного метода ХТО требует для повышения свойств сердцевины изделий последующей их закалки, что вызывает изменение размеров внутреннего диаметра (эллипс до 0,1мм). Данное отклонение устраняется дополнительной механической обработкой, что частично или полностью устраняет эффект от формирующего при ХТО износостойкого покрытия (толщина формирующего слоя составляет до 100мкм).

В данной работе рассматривается возможность применения низкотемпературного метода упрочнения (борокарбоазотирование) на детали-фильере, с заменой марки стали 7Х3 на высоколегированную сталь 5Х3В3МФС, так как требуется твердость на более высоком уровне (выше 12ГПа). Данный метод позволил увеличить стойкость детали фильеры(табл.3.3) без изменения размеров (внутреннего диаметра).

Таблица3.3 - Стойкость фильеры из стали 5Х3В3МФС

Процесс борокарбоазотирования более энергосберегающий, так как проводится при температуре 450-600°С. В производственных условиях диффузионному упрочнению подвергаются готовые, изготовленные в окончательный размер изделия, прошедшие полный цикл общепринятой термической обработки (закалка, отпуск).

При упрочнении мелкогабаритных деталей из высоколегированных сталей (фильеры для протягивания металлопроката, пуансоны, матрицы, детали металлообрабатывающего инструмента и др.) их помещают в любую емкость, засыпают диффузионноактивной смесью и выдерживают в печи при 500-550°С 0,5-2 часа в зависимости от вида деталей и марки стали. Для инструмента из быстрорежущих сталей, традиционной термической обработкой которого являются закалка и последующие три отпуска при температуре 560°С, 3-й отпуск возможно совмещать с диффузионным упрочнением. Весьма эффективно предлагаемое низкотемпературное упрочнение и для ранее оксидированного режущего инструмента.

Испытания зубодолбежного инструмента проводились в производственных условиях РУП МТЗ на режимах резания указанных в технологическом процессе на детали 2522-2405050, представленных в таблице 3.4

Таблица 3.4 Режимы резания

Период стойкости по ГОСТ 9323-79 То=240мин

На всех этапах проведения испытательных работ соблюдается условие снятие инструмента со станка после изготовления одной детали вне зависимости от величины посадки. Измерения посадки производятся с помощью лупы МПБ (Бринеля) с точностью 0,05мм.

Долбяк m(модуль)=5мм z(число зубьев)=20

Материал детали: сталь 38Х2МЮА ГОСТ4543-71, твердость269-321НВ

Станок: зубодолбежный п/а 5А140П

Охлаждение: масло индустриальное

Долбяк№1 при увеличении скорости на 24% и круговой подачи на 10% деталь не изготовлена (скол на 1зубе, на остальных износ 0,2мм). При дальнейших испытаниях данный инструмент работал на режимах резания установленных технологическим процессом. До полного износа инструмент изготовил 26деталей, при этом посадка не превышала 0,2мм

Долбяк№2 первые пять установок максимальный износ составлял 0,2-0,3мм на кромке при вершине зуба долбяка. При дальнейших установках инструмента износ был равномерным по всей боковой поверхности зуба долбяка и составлял 0,05-0,15мм. После изготовления долбяком 22 деталей была увеличена скорость резания на 28% (14,29м/мин-95 дв.ход/мин), что позволило сократить время на изготовление детали шестерня ведомая на 30%. На этих режимах до полного износа было изготовлено еще по 8(восемь)деталей, максимальный износ составил 0,1-0,2мм.

Причина уменьшения износа - модификация головки зуба долбяка (R=0,5мм), которая позволяет увести износ с кромки при вершине зуба.

Долбяк №4 после изготовления первой детали имел посадку 0,20мм по задней поверхности, однако на четырех зубьях по боковой поверхности обнаружены риски шириной до 1,0мм и длиной до 4.0мм.

Возникновение данного вида износа можно предположить из-за:

-присутствия прижогов по боковой поверхности, оставленных после изготовления инструмента и как следствие образование сколов с последующим затиранием;

- отсутствия покрытия на инструменте.

Помимо долбяка испытания проводились также на инструменте типа метчик, зенкер, фреза. Так как основной причиной выбраковки данного инструмента является истирание по задней и передней поверхности, применение новых видов диффузионно активных смесей позволило повысить срок эксплуатации инструмента.

Карбобороазотированная поверхность инструмента, обладающая пониженным коэффициентом трения, обеспечивает более легкий отвод стружки, а также предотвращает ее налипание на режущие кромки и образование лунок износа, что дает возможность увеличить подачу и скорость резания.

На основании данных, полученных в ходе производственных испытаний, следует что в результате упрочнения диффузионно активными смесями улучшаются режущие свойства инструмента, повышается стойкость в 1,5-3 раза и производительность, что приводит к повышению экономической эффективности.

Сравнительный расчет экономической эффективности применения различных типов долбяков представлен в таблице 3.5

Таблица 3.5 Расчет экономической эффективности долбяков

ВЫВОДЫ

1. На основании результатов, полученных в ходе исследований, можно сделать вывод, что использование новых диффузионно активных видов смесей для повышения стойкости режущего инструмента и штамповой оснастки позволило увеличить срок его эксплуатации в 1,5-3 раза, в производственных условиях РУП МТЗ.

2. Исследована закономерность влияния температурно-временных параметров процессов на размер упрочненных слоев. Так для получения слоя толщиной 70-100мкм, при боросилицировании, возможно при температуре 900-920?С и времени выдержки 4-6 часов. Повышение температуры процесса до 1000?С не дает значительного роста толщины слоя, так как приводит к появлению в структуре диффузионного слоя значительной доли силицидных фаз. По данным рентгеноструктурного анализа наряду с Fe2B присутствует б`-фаза (твердый раствор на базе соединения Fe3Si), микротвердость которой заметно ниже, чем у фазы Fe2B. Средняя микротвердость поверхности после боросилицирования при 1000 С находится на уровне 10-11 ГПа, что заметно ниже, чем при температуре 900С (13-14 ГПа), но значительно выше, чем твердость поверхности без ХТО - всего 2-2,5 ГПа.

3. Процесс борокарбоазотирования более энергосберегающий, так как проводится при температурах 450-600°С.

Износостойкость борокарбоазотированного слоя также определяется глубиной, фазовым составом и твердостью упрочненного слоя.

Для режущего инструмента (долбяки, метчики, развертки, зенкеры сверла, фрезы, прошивки и др.), изготавливаемого из быстрорежущих сталей типа Р6М5, Р18,Р10М2Ф5Х5К8(S390), как показывают испытания, оптимальная толщина диффузионного слоя 30-50 мкм. При температуре ХТО 550°С получить диффузионные слои такой толщины можно за 50 - 80 минут.

4. Микротвердость карбоазотированных и борокарбоазотированных слоев, в отличие от боросилицированных, плавно уменьшается по мере удаления от поверхности к сердцевине, что обеспечивает прочное их сцепление с металлической основой и предотвращает скалывание даже при относительно высоких динамических нагрузках.

СПИСОК ИСПОЛЬЗУЕМОЙ ЛИТЕРАТУРЫ

1. Смольников Е.А «Термическая и химико-термическая обработка инструментов в соляных ваннах» М.,Машиностроение -1989

2. Бельский С.Е., Тофпенец Структурные факторы эксплуатационной стойкости режущего инструмента. М., «Наука и техника»-1984

3. Ворошнин Л.Г., Менделеева О.Л., Сметкин В.А. Теория и технология химико-термической обработки М., «Новое знание»-2010

4. Бельский Е.И., Ситкевич М.В., Понкратин Е.И. Химико - термическая обработка инструментальных материалов М., «Наука и техника»-1986

5. Производство и исследование быстрорежущих и штамповых сталей Сборник докладов II научно-технического совещания по инструментальным сталям, М., «Металлургия»-1970

6. Армарего И.Дж., Браун Р.Х. Обработка металлов резанием М., Машиностроение,1977-325с.

7. Лахтин Ю.М., Арзамасов Б.Н. Химико- термическая обработка металлов.- М.: Металлургия,1985.-256с.

8. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д. Азотирование стали.-М.:Машиностроение, 1976.-256с.

9. Геллер Ю.А. Инструментальные стали.- М.:Металлургия,1983.-527с

10. Ворошнин Л.Г., Ляхович Л.С. Борирование стали.-М.:Металлургия, 1978.- 230с.

11. Ворошнин Л.Г., Хусид Б.М. Диффузионный массоперенос в многокомпонентных системах.- Мн.: Наука и техника, 1979-255с.

12 Смитзл К.Дж. Металлы: Пер. с англ.- М.: Металлургия, 1980.- 447с.

и техника. 1974.-286с.

13 Силицирование металлов и сплавов. / Л.С. Ляхович, Л.Г.Ворошнин, Э.Д. Щербаков, Г.Г.Панич.- Мн.: Наука и техника, 1972-277с.

14 А.с.- 1129267 СССР, МКИС23С 9/04.Состав для силицирования стальных изделий.

15 Новое в изготовлении и упрочнении инструментальной оснастки./ Е.И. Бельский и др.-Мн.:Беларусь, 1986- 112с.

16 Трахтенберг В.Ф. Стойкость штампов и пути ее повышения.- Куйбышев.: Кн. из- во, 1964- 280с.

17 Бельский Е.И. Стойкость кузнечных штампов.- Мн.: Наука и техника, 1975- 240с.

18 Тылкин М.А. Повышение долговечности деталей металлургического оборудования.- М.: Металлургия, 1971.- 608с.

19 Худокормова Р.Н., Пантелеенко Ф.И. Материаловедение.: Лаб.практикум. Учебное пособие для вузов.- Мн.: Выш. шк., 1988- 244с.

20 Григоров П.К.,Катханов Б.Б. Методика определения хрупкости борированного слоя.- В сборнике научных трудов.: Повышение надежности и долговечности деталей машин. Ростов- на- Дону, 1972, вып. 16, с.97-98.

Размещено на Allbest.ru