Разработка научных и технологических основ создания новых поверхностноупрочненных инструментальных сталей и порошковых материалов

Размещено на http://www.allbest.ru

На правах рукописи

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

РАЗРАБОТКА НАУЧНЫХ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ОСНОВ СОЗДАНИЯ НОВЫХ ПОВЕРХНОСТНОУПРОЧНЕННЫХ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ И ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛОВ

05.16. 09 - «Материаловедение (в машиностроении)»

Ахмедпашаев Магомедпаша Узайруевич

Москва 2010

Работа выполнена в Дагестанском государственном техническом университете.

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор УШАКОВ Б. К.

доктор технических наук, профессор ПОМЕЛЬНИКОВА А. С.

доктор технических наук, профессор ЧУДИНА О. В.

Ведущая организация: ОАО «АВТОВАЗ»

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке МАДИ.

Ученый секретарь

диссертационного совета, к.т.н., доцент Фатюхин Д.С.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. В области инструментальной промышленности на современном этапе основная задача состоит в значительном повышении технического уровня и улучшении качества изготавливаемого инструмента, обеспечении более полного удовлетворения потребностей в нем машиностроения, металлообработки и других отраслей.

В настоящее время для изготовления рабочих частей разделительных штампов холодной штамповки используются стали: У10, Х12, Х12М и др. Основным недостатком этих сталей является повышенная хрупкость по всему сечению изделия. Поэтому, появляющиеся на поверхности трещины, быстро распространяются вглубь металла.

Для изготовления режущего фасонного инструмента (затыловочные фрезы) используются быстрорежущие стали: Р18, Р6М5 и др. Они трудно обрабатываются резанием и при изготовлении их, основная масса дорогостоящего материала уходит в стружку.

Весьма перспективным и эффективным методом повышения срока службы металлообрабатывающих инструментов, ряда изнашиваемых деталей машин является химико-термическая обработка (ХТО), так как она позволяет радикальным образом изменить физико-механические свойства поверхностных слоев, в которых, как правило, в первую очередь развиваются процессы разрушения. инструмент стойкость сталь порошковый

Из известных технологий химико-термической обработки наибольшего внимания в этой связи заслуживает цементация (науглероживание) экономно-легированных сталей и использование их для изготовления разделительных штампов и порошковых материалов на основе железа - для фасонного режущего инструмента. Используемые низкоуглеродистые цементуемые стали типа 20Х13 созданы для иных целей. Перспективность изготовления изделий из таких материалов с применением науглероживания обусловлена рядом причин, прежде всего, возможностью получения благоприятного комплекса механических свойств: сочетания прочной и пластичной основы с твердыми карбидными включениями в поверхностном диффузионном слое (принцип Шарпи). Высокохромистые материалы практически не склонны к деформации и короблению при термической и химико-термической обработке. В техническом отношении науглероживание таких материалов просто, не требует специаль- ного оборудования и может быть осуществлено на любом предприятии, имеющем термическое отделение.

Необходимость теоретического и практического осмысления вопросов формирования диффузионных слоев специально разработанных материалов на основе железа для металлообрабатывающих инструментов и решения, связанных с этим научно-практических проблем определяют актуальность выбранной темы диссертационной работы.

Цель работы. Целью настоящей работы заключается в создании теоретических и технологических основ повышения эксплуатационной стойкости металлообрабатывающих инструментов, изготовленных из рациональнолегированных сталей и порошковых материалов на основе железа путём поверхностного упрочнения их рабочих поверхностей. Для достижения указанной цели необходимо решить следующие основные задачи:

1. На основании анализа причин потери работоспособности инструмента различного назначения, определить пути и технологии повышения стойкости металлообрабатывающего инструмента путем разработки поверхностноупрочненных рациональнолегированных сталей, отвечающих структуре типа Шарпи для вырубных штампов и порошковых материалов для фасонных фрез;

2. Дать теоретическое обоснование механизма и особенностей науг- лероживания комплекснолегированных сталей и порошковых материа- лов на основе железа;

3. Установить влияние насыщающей среды, режимов процесса ХТО, состава обрабатываемых сталей на строение структуру и свойства диф- фузионного слоя, а также на размеры упрочняемых изделий и шероховатость поверхностей инструмента.

4. Исследовать и оценить влияние ХТО, а также последующей термической обработки на структуру, свойства материала инструмента и на работоспособность инструмента в целом.

5. Разработать составы инструментальных материалов, технологии ХТО и термической обработки инструмента, обеспечивающие повышение его стойкости.

6. Разработать технологии повышения стойкости металлообрабатывающего инструмента.

Научная новизна. Состоит в том, что в ней впервые:

-обоснована перспективность изготовления рабочих частей разделительных штампов из низкоуглеродистых рациональнолегированных сталей с последующим поверхностным упрочнением (карбидизацией и термической обработкой);

-разработаны системы легирования для экономнолегированных карбидизируемых сталей и порошковых материалов на основе железа для металлообрабатывающего инструмента;

-сформулирован механизм формирования диффузионных слоев на низкоуглеродистых сталях, легированных хромом, молибденом, вольфрамом, ванадием, титаном;

-методом математического планирования экспериментов исследовано влияние легирующих элементов на структуру диффузионного слоя и основные свойства сталей до и после карбидизации и термической обработки;

-методом математического планирования оптимизирован состав стали по износостойкости, механическим свойствам и на их основе разработаны новые марки сталей: 28Х7М2Т, 25Х12М2ВФТ и 25Х17М2ВФТ, отвечающие принципу Шарпи;

-на основе оптимизации химического состава стали по эксплуатационной стойкости в производственных условиях разработана экономнолегированная карбидизируемая сталь 27Х8М2ВФТ для разделительных штампов холодной штамповки с оптимальной структурой типа Шарпи, обеспечивающая максимальную стойкость инструмента при эксплуатации;

-определены оптимальные температуры термообработки экспериментальных сталей. Исследовано влияние легирующих элементов на их механические свойства в закаленном и низко отпущенном состояниях;

-построены математические модели зависимости основных механических свойств сталей от их химического состава на основе исследований свойств карбидизируемых экспериментальных сталей в исходном и термически обработанном состояниях;

-выявлены особенности насыщения углеродом и упрочнения рациональнолегированных порошковых материалов на основе железа;

Новизна работы подтверждена тремя изобретениями СССР и 2-мя патентами на изобретения РФ.

Практическая значимость и реализация ее результатов работы. Созданы новые низкоуглеродистые рациональнолегированные поверхностноупрочненные стали: 27Х8М2ВФТ 25Х12М2ВФТ для холодно- штампового инструмента; порошковые карбидостали для фасонного инструмента;

-разработана промышленная технология поверхностного упрочнения рекомендуемых сталей и порошковых материалов на основе железа:

-разработана промышленная технология изготовления рабочих частей холодноштампового металообрабатывающего инструмента;

-разработана промышленная технология изготовления фасонных фрез;

-обоснованы и разработаны конструкции и технология изготовления пресс-форм из рациональнолегированного порошкового материала.

Материалы исследований диссертации реализовались в ходе выполнения х/д и научно-исследовательских работ.

Производственные испытания сталей, выплавленных по матрице планирования, проводили в условиях ПО «Горизонт» (Республика Беларусь), ОАО «ДагЗЭТО», «Дагдизель, и «Каспийский завод точной механики» (Дагестан).

Рекомендуемые материалы и способы изготовления запатентованы.

Результаты работы внедрены в ПО «Горизонт» с экономическим эффектом 181057,8 рублей в год.

Экономический расчет показывает, что изготовление штампов из карбидизируемой стали 25Х8МВФТ на ОАО «ДагЗЭТО» дал экономический эффект 403,5 тыс. руб. в год за счет уменьшения числа используемых штампов и сокращения их текущего ремонта.

Внедрение затыловочных фасонных фрез на ОАО «завод Дагдизель», из порошковых материалов на основе железа, взамен быстрорежущих сталей, дал экономический эффект в сумме 388 тыс. руб. в год.

На ОАО «Каспийский завод точной механики» было проведено исследование, с целью возможной замены заводских деталей из высокохромистых сталей 20Х13 рациональнолегированными порошковыми материалами на основе железа, способом, предлагаемым в настоящей работе. Внедрение работы позволило получить экономический эффект в размере 500 000 (пятьсот тысяч) руб. в год.

Апробация работы. Результаты диссертационной работы докладывались на: республиканском научно-практическом семинаре Белорусского научно-исследовательского института научно-технической информации и технико-экономических исследований Госплана БССР и Белорусского политехнического института "Применение технологического процесса диффузионного упрочнения неперетачиваемого инструмента и других деталей технологической и инструментальной оснастки" (Минск, 1980 г.); ХХХVI и ХХХVII научно-технических конференциях профессорско-преподавательского состава БПИ (Минск, 1980-1981 гг.); республиканской научно-технической конференции "Пути повышения эффективности производства, качества выпускаемой продукции и экономии материальных, энергетических ресурсов за счет внедрения прогрессивных технологических процессов механической обработки и формообразования" (Махачкала» 1981г.); 1У Всесоюзн. научн. конфер. “Химико-термическая обработка металлов и сплавов” (Минск, 1981г.); VI НПК молодых ученых и специалистов Дагестана «Молодежь и общественный прогресс»; Всесоюз. НТК «Новые материалы и ресурсосберегающие технологии термической и химико-термической обработки, (г. Днепропетровск, 1986г.); научно-технич. конф. «Применение плазменных процессов и порошковых покрытий в промышленности» Свердловск, 1988 г.); научной сессии Дагестанского Филиала АН СССР (г. Махачкала 1988г.); Всесоюз. НТК «Новые материалы и ресурсосберегающие технологии термиче-ской и химико-термической обработок деталей машин и инструмента», (Махачкала 1989г.); XV - XXХ итоговых научно-практических конференциях преподавателей, сотрудников и студентов ДГТУ (1984-2009); научно-техн.семинаре ДНЦ АН СССР «Управление качеством изделий и технологических процессов в машиностроении», Махачкала, 1991г.; Всесоюз. НТК (апрель 1991, г. Брянск); конкурсах грантов 1998, 2003, 2004гг., ”Старт 05”; Международной науч. конф. АГТУ-75, Астрахань 2005г.; Международн. научно-практич. конф. «Современные технологии в машиностроении» (г. Пенза, 2005г.); IV Международной НПК «Материалы и технологии ХХI века», (Пенза 2006 г); Региональных НПК «Конструкторское и технологическое обеспечение надежности машин»; «Организация и безопасность дорожного движения: проблемы и перспективы» (Махачкала 2006 г); I Всероссийск. НПК «Современные проблемы формирования Национальной инновационной экономики» (Махачкала, 2006 г); II Международной НТК «Проблемы исследования и проектирования машин» (Пенза 2006 г.), Всероссийск. научно-практ. конф «Проблемы управления качеством в машиностроении» (Махачкала, 2007 г.). Материалы работы опубликованы в журналах: Металлургия, Технология металлов, Изобретения. Заявки и патенты, Материаловедение, Вестник машиностроения, Металловедение и термическая обработка металлов, Упрочняющие технологии и покрытия, Вестник Астраханского ун-та, Металлообработка.

Работа рецензирована на МГТУ «СТАНКИН»

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав, заключения с основными выводами по диссертации, списка литературы и трех приложений. Она изложена на 313 страницах содержит 35 таблиц и 80 рисунков, 282 наименований литературы. В приложении размещены результаты экспериментальных исследований при разработке рациональнолегированных поверхностноупрочненных сталей для металлообрабатывающих инструментов, результаты экспериментальных исследований при разработка рациональнолегированных поверхностноупрочненных порошковых материалов со структурой, отвечающей принципа Шарпи для металлообрабатывающих инструментов, акты о внедрении результатов работы, авторские свидетельства и патенты на изобретения.

На защиту выносятся:

-теоретические положения и методологические основы создания новых поверхностноупрочненных инструментальных материалов с оптимальным составом сталей, позволяющие выбрать систему и пределы легирования, а также новых экономнолегированных материалов для металлообрабатывающего инструмента 27Х8М2ВФТ, 25Х12М2ВФТ и 21Х17М2ВФТ;

-закономерности влияния легирующих элементов (молибдена, вольфрама, ванадия и титана) на структуру, химический, фазовый состав, кинетику формирования и механические свойства диффузионного слоя низкоуглеродистых рациональнолегированных сталей;

-новая технология изготовления фасонного режущего инструмента из низкоуглеродистых рациональнолегированных поверхностноупрочненых порошковых карбидосталей;

-математические модели, описывающие зависимости между толщиной диффузионного слоя и механическими свойствами, износо- и эксплуатационной стойкостью и химическим составом материалов на основе железа;

-результаты экспериментальных исследований по влиянию режимов карбидизации и термообработки на толщину, строение и механические свойства (твердость, ударную вязкость, временное сопротивление при растяжении, износо- и эксплуатационную стойкость) разработанных сталей и порошковых материалов на основе железа;

-промышленная технология изготовления металлообрабатывающего инструмента из новых экономнолегированных сталей и порошковых материалов на основе железа, с последующей химико-термической и термической обработкой;

-результаты экспериментальных исследований эксплуатационной стойкости вырубных штампов, затылочных фасонных фрез, разработанных на основе рекомендаций и предложений диссертационной работы.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

В первой главе приведены литературные данные об условиях работы металлообрабатывающих инструментов и сформулированы основные требования, предъявляемые к материалам их рабочих частей. Рассмотрено напряженно-деформированное состояние при резке (вырубке) материала штампом и на этой основе дан анализ материалов, применяемых для изготовления металлообрабатывающих инструментов, намечены мероприятия, направленные на повышение их долговечности. На основе анализа составов сталей и порошковых материалов на основе железа, предложенных за последние сорок лет, построены гистограммы распределения процентного содержания наиболее распространенных легирующих элементов с целью выбора системы легирования и интервалов варьирования содержания легирующих элементов и разработки матриц планирования экспериментов и исследовано их влияние на структуру и свойства сталей до и после науглероживания. Рассмотрены отличительные особенности составов порошко- вых материалов на основе железа для режущего инструмента, а также пути и технологии

повышения стойкости металлообрабатывающего инструмента.

На основании проведенных исследований в работе поставлена цель заключающаяся в создании теоретических и технологических основ по- вышения эксплуатационной стойкости металлообрабатывающих инстру- ментов, изготовленных из рациональнолегированных сталей и порошко- вых материалов на основе железа путём поверхностного упрочнения ра- бочих поверхностей.

Для достижения указанной цели был поставлен ряд научно-техни- ческих задач, решению которых и посвящена настоящая работа:

1. На основании анализа причин потери работоспособности инстру- мента различного назначения, определить пути и технологии повышения стойкости металлообрабатывающего инструмента путем разработки поверхностноупрочненных рациональнолегированных сталей, отвечаю- щих структуре типа Шарпи для вырубных штампов и порошковых матери- алов для фасонных фрез;

2. Дать теоретическое обоснование механизма и особенностей науг- лероживания комплекснолегированных сталей и порошковых материа- лов на основе железа;

3. Установить влияние насыщающей среды, режимов процесса ХТО, состава обрабатываемых сталей на структуру и свойства диффузионно- го слоя, а также на размеры упрочняемых изделий и шероховатость по- верхностей инструмента;

4. Исследовать и оценить влияние ХТО, а также последующей терми- ческой обработки на структуру, свойства материала инструмента и на работоспособность инструмента в целом;

5. Разработать состав инструментальных материалов, технологии ХТО и термической обработки инструмента, обеспечивающие повыше- ние его стойкости;

6. Разработать технологии повышения стойкости металлообрабаты- вающего инструмента.

Вторая глава посвящена описанию материалов и методике проведения исследований, которая реализована как логически последовательная схема проведения отдельных этапов исследования:

· выбор системы легирования и интервалов варьирования содержания легирующих элементов в стали и разработка матрицы планирования эксперимента (на основании анализа литературных данных и предварительных результатов собственных исследований);

· выбор технологических параметров процесса диффузионного упрочнения сталей и порошковых материалов: состава карбюризатора, температуры и времени насыщения, режимов закалки и отпуска;

· исследование влияния легирующих элементов на основные свойства стали и порошкового материала после химико-термической обработки;

· оптимизация химического состава сталей по износостойкости;

· анализ корреляционной связи между структурными характеристиками слоя, механическими свойствами, износостойкостью и эксплуатационной стойкостью металлообрабатывающих инструментов;

· оптимизация состава стали по эксплуатационной стойкости (на реальных деталях в производственных условиях). Исследование основных свойств (механических, технологических и т.д.) разработанных сталей;

· разработка рациональнолегированных поверхностноупрочненных порошковых материалов на основе железа для металлообрабатывающего инструмента;

· исследование особенностей насыщения рациональнолегированных порошковых материалов на основе железа;

· оптимизация состава поверхностноупрочненных порошковых материалов по износостойкости;

· оптимизация состава порошковых науглероженных и термообработанных материалов по твердости;

· металлографический, рентгеноструктурный, микрорентгеноспектральный анализы экспериментальных сталей и порошковых материалов;

· разработка промышленных технологий упрочнения деталей холодно-штампового инструмента, затыловочных фасонных фрез и внедрение результатов исследования в производство.

Исходя из анализа литературных данных, с целью создания экономнолегированных науглероживаемых инструментальных сталей для разделительных штампов, получаемых литьем и обработкой давлением, выбрана система легирования с использованием метода математического планирования эксперимента (Бокса-Уилсона). На этой основе составлена матрица планирования экспериментов (табл. 1).

Экспериментальные стали выплавлены и подвергнуты обработке давлением на Минском автомобильном заводе в лаборатории литейного производства (Ц3Л). В качестве легирующих добавок применены ферросплавы: феррохром, ферромолибден, ферровольфрам, феррованадий, ферротитан.

Процессы диффузионного насыщения проведены в шахтных печах с силитовыми электрическими нагревателями. Насыщение осуществлено в контейнерах с плавкими затворами.

Структуру и фазовый состав диффузионных слоев исследовали с использованием металлографического, рентгеноструктурного, спектрального и микрорентгеноспектрального методов анализа. Распределение легирующих элементов по толщине цементованных слоев изучено с помощью спектрального и микрорентгеноспектрального анализов.

Испытания в условиях сухого усталостного изнашивания проводили на машине типа МИ, при давлениях 1,96-3,43 МПа и скорости скольжения 1м/с. Испытания на абразивное изнашивание проводили на установке с образцами диаметром 5 мм и высотой 15 мм. Их изнашивали торцевой поверхностью об электрокорундовую шлифовальную шкурку зернистостью 14А10МН (ГОСТ 6456-82) при давлениях 0,7-2,1 МПа и скорости скольжения 0,5 м/с.

Таблица 1 - Матрица планирования при разработке рациональнолегированных сталей для металлообрабатывающего инструмента

Характеристика	Факторы
	C,%	Cr,%	Мо,%	W,%	V,%	Ti,%
Основной уровень (Хiо) Интервал варьирования (?Хi) Верхний уровень (+1) Нижний уровень (-1)	Намеченные уровни
	0,25 0,05 0,30 0,20	10 3 13 7	1,5 0,5 2,0 1,0	0,3 0,3 0,6 0,0	0,5 0,5 1,0 0,0	0,2 0,2 0,4 0,0
Номер опыта (плавок)	Заданные (Хi) и полученные (Хi,%) уровни Факторов
	Х1	Х2	Х3	Х4	Х5	Х6
1 2 3 4 5 6 7 8 9	-1/0,27 +1/0,28 +1/0,4 -1/0,28 -1/0,18 +1/0,33 +1/0,31 -1/0,17 0/0,27	-1/6,0 -1/7,2 -1/5,2 +1/14,1 +1/12,1 +1/12,2 +1/14,2 -1/7,7 0/10,2	-1/1,5 +1/1,4 -1/0,9 +1/2,3 -1/1,3 +1/1,8 -1/1,2 +1/1,5 0/1,55	-1/0,0 -1/0,0 +1/1,0 -1/0,0 +1/0,6 +1/0,6 -1/0,0 +1/0,6 0/0,25	-1/0,0 -1/0,0 +1/1,0 -1/0,9 -1/0,0 -1/0,0 +1/1,0 +1/0,8 0/0,5	-1/0,0 +1/0,14 -1/0,0 -1/0,0 +1/0,18 -1/0,0 +1/0,18 +1/0, 2 0/0,15

Исследованы технологические особенности компактирования и спекания рациональнолегированных порошковых материалов. Порошковые материалы на основе железа получили методом порошковой металлургии согласно матрице планирования экспериментов (табл. 2). Выявлено, что прессуемость зависит от пластичности частиц порошка, а формуемость от формы и состояния поверхности частиц. По этой причине за основу матрицы планирования экспериментов при оптимизации состава порошковых материалов выбраны чистые не окисленные ингредиенты.

Таблица 2 - Матрица планирования при разработке рациональнолегированных порошковых материалов на основе железа

Характеристика	Факторы
	Cu,%	С,%	Сr,%	Мо,%	W,%	V,%	Тi,%	Ni,%
Основной уровень (?Хо)	Намеченные уровни
	0	0,4	9	4	2	3	6	4
Интервал варьирования (?Хо)	2,5	0,2	3	2	1	3	4	2
Верхний уровень(+1)	2,5	0,6	12	6	3	6	10	6
Нижний уровень (-1)	2,5	0,2	6	2	1	0	2	2
Номер опыта (прессовок)	Уровни факторов
	Х0	Х1	Х2	Х3	Х4	Х5	Х6	Х7
1	+1	-1	-1	-1	-1	-1	-1	-1
2	+1	+1	-1	-1	-1	+1	+1	+1
3	+1	+1	+1	+1	-1	+1	-1	-1
4	+1	-1	+1	+1	-1	-1	+1	+1
5	+1	+1	+1	-1	+1	-1	-1	+1
6	+1	-1	+1	-1	+1	+1	+1	-1
7	+1	-1	-1	+1	+1	+1	-1	+1
8	+1	+1	-1	+1	+1	-1	+1	-1
9	+1	0	0	0	0	0	0	0

В результате экспериментальных исследований, установлены температуры спекания образцов: в эндогазе -1100 и 1150°С; в вакууме - 1200°С.

При разработке рациональнолегированных порошковых материалов на основе железа чрезвычайно важно изучение свойств: пористости, прочности, особенности технологии производства и других факторов. В связи с чем проведена статистическая обработка опытных данных, показывающие зависимость предела прочности от пористости металлообрабатывающего инструмента. Полученные экспериментальные результаты плотности опытных образцов при холодном прессовании приведены в табл. 3.

Таблица 3 - Экспериментальные данные плотности образцов холодного прессования

Характеристика	Номера прессовок
	1	2	3	4	5	6	7	8	9
Плотность, кг/м3	7330	7100	7440	7230	7180	6890	7240	6700	7100

Анализ формул, приведенных различными учеными и сравнение их с результатами испытаний, показывает, что для высоколегированных низкоуглеродистых порошковых материалов на основе железа уменьшение пористости ведет к увеличению прочности спеченного материала.

Исследования показали, что для изготовления металлообрабатывающего инструмента холодным прессованием порошков не удается устранить полностью пористость. Дальнейшие экспериментальные исследования были направлены на повышения плотности порошковых позиций горячим прессованием опытных образцов (табл. 4).

Таблица 4 - Экспериментальные данные плотности образцов горячего прессования

Характеристика	Номера прессовок
	1	2	3	4	5	6	7	8	9
Плотность, кг/м3	7640	7400	7650	7540	7530	7380	7550	7180	7100

В третьей главе исследовано влияние легирующих элементов на структуру и основные свойства материалов на основе железа до и после науглероживания.

Теоретически обоснован механизм и особенности карбидизации комплекснолегированных сталей и порошковых материалов на основе железа. Рассмотрено влияние легирующих элементов на диффузию углерода в аустените при науглероживании. Активность углерода в аустените описывается уравнением:

откуда (1)

где Кл.э - коэффициент влияния легирующих элементов на активность углерода аустените.

Методика определения коэффициента активности углерода, основана на равенстве термодинамической активности углерода в легированном (а_с^л.э) и нелегированном (а_с) аустените:

, (2)

где f_c^л - коэффициент активности углерода; N_c, N_c^л - содержание углерода в нелегированном и легированном аустените соответственно.

Описан механизм карбидообразования и диффузионные процессы при науглероживании сложнолегированных сталей. Необходимым критерием возможности выделения из аустенита карбида легирующего элемента является выполнение условия:

a•a=L_{Mх.Су ,} (3)

где aи a - активности металла и углерода в растворе; L_Mх.Су =( a )³. a - произведение активности компонентов в аустените; aи a- активности железа и углерода в аустените.

Исследованы особенности строения диффузионного слоя, свойства и термообработка карбидизированных сложнолегированных сталей и порошковых материалов. Показано, что диффузионное науглероживание сложнолегированных сталей и порошковых материалов проводится с целью обеспечить содержание карбидной фазы в диффузионном слое, соответствующее ее содержанию в доэвтектектических чугунах с мартенситной структурой, отвечающей принципу Шарпи.

Методами дилатометрических и пробных закалок определили критические точки и режимы термической обработки комплекснолегированных сталей. Результаты исследований приведены в табл. 5.

Влияние легирующих элементов на механическое свойства стали определили с помощью метода математического планирования в соответствии с матрицей (см. табл. 1).

Таблица 5 - Критические точки исследуемых сталей в исходном состоянии

Номер опыта плавок	Условная марка стали	Критические точки, оС
		Ас1	Ас3
1 2 3 4 5 6 7 8 9	25Х6М 30Х7МТ 40Х5МВФ 25Х14М2Ф 20Х12МBТ 30Х12М2В 30Х14МФТ 20Х8М2ВФТ 25Х10МВФТ	740 780 730 1050 980 1000 1080 850 830	830 900 820 - 1050 1050 - 1100 1050

Полученные экспериментальные данные механических свойств опытных сталей приведены в табл. 6.

Таблица 6 - Экспериментальные данные механических свойств опытных сталей

Характеристика	Номера плавок
	1	2	3	4	5	6	7	8	9
	25Х6М	30Х7МТ	40Х5МВФ	25Х14М2Ф	20Х12МВТ	30Х12М2В	30Х14МФТ	20Х8М2ВФТТ	25Х10МВТ	20Х13 (для сравнения)
Временное сопротивление при растяжении, МПа	1226	854	1157	706	726	1245	539	1069	946	647
Ударная вязкость, кДж/м2	101	37,1	102	11	17,4	35,5	6,1	39,2	42,1	78,4

Результаты статистической обработки экспериментальных данных некорректированные и корректированные коэффициенты представлены в табл. 7, где У_i - выбранный параметр модели; b_o, b₁, b₂, b₃, b₄, b₅, b₆ - коэффициенты регрессии независимых переменных факторов: углерода (Х₁), хрома (Х₂), молибдена (Х₃), вольфрама (Х₄), ванадия (Х₅) и титана (Х₆) соответственно; Если абсолютная величина их равна или больше доверительному интервалу ?b_i, то их следует признать статически значимыми; Sу_i - корень квадратный дисперсии опыта; f₁-число степеней свободы при определении дисперсии опыта S²у_i; f₁ = g-1, где g - число продублированных опытов в центре плана; f₂ - число степеней свободы, определяемое по формуле: f₂=N-k, где N - число опытов, k - число оставленных коэффициентов уравнения;

Таблица 7 - Результаты статистической обработки экспериментальных данных до карбидизации

Хар-ка	bo	b1	b2	b3	b4	b5	b6	Sуi	?bi	f1	f2
Ударная вязкость, кДж/м2		Без корректировки коэффициентов
	43,7	1,5	-26,2	-13	4,9	-4,1	-18,7	±12,3	±8	2	4	1,4	19,25
	У1 = 43,7-26,2 Х2-13 Х3-18,7Х6
	С корректировкой коэффициентов
	43,7	13,3	-31,1	-10,1	-3,4	3,1	-15,6	±12,3	±8	2	3	11,5	19,16
	У'1 = 43,7+13,3Х1-31,1Х2-10,1Х3-15,6Х6
Временное сопротивление при растяжении, МПа	Без корректировки коэффициентов
	940	8	-137	23	109	-72	-143	±102	±67	2	3	5,7	19,16
	У2 = 940-137Х2+109Х4-72 Х5-143Х6
	С корректировкой коэффициентов
	940	105	-185	17	108	-74	-196	±102	±67	2	2	15,8	19,00
	У'2 = 940+105Х1-185Х2+108Х4-72Х5-196Х6

- расчетное значение F-критерия; - табличное значение F-критерия.

Результаты статистической обработки экспериментальных данных показали (см. табл. 6), что в изученных интервалах варьирования хром и титан отрицательно влияют на ударную вязкость (У₁), а вольфрам и углерод повышают временное сопротивление при растяжении (У₂).

Для создания методики расчета параметров науглероживания была использована математическая модель, учитывающая основные особенности ее протекания в реальных условиях и связывающая показатели качества обработки с технологическими параметрами процесса и газовым режимом карбюратора, протекающим внутри контейнера. Исходя из литературных данных и собственных исследований для проведения намеченных исследований нами выбрана среда, состоящая из древесного угля с добавками бикарбоната натрия и режим науглероживания (t = 1000°С, ф = 6 час).

Влияние легирующих элементов на толщину диффузионного слоя изучали с помощью метода математического планирования эксперимента. Полученные экспериментальные данные по изменению эффективной толщины диффузионного слоя на опытных образцах приведены в табл. 8.

Таблица 8 - Экспериментальные данные толщины диффузионных слоев

Характеристика	Номера плавок
	1	2	3	4	5	6	7	8	9
Толщина слоя, мкм	1550	1650	1540	970	1110	1030	770	980	1060

В результате статистической обработки экспериментальных данных разработана математическая модель:

У₃ = 1,19+0,13Х₁- 0,28Х₂-0,11Х₅-0,31Х₆ (4)

адекватно описывающая зависимость толщины диффузионного слоя (У₃) от состава стали. Анализ математической модели позволяет сделать вывод, что в изученных интервалах варьирования, молибден (Х₃), вольфрам (Х₄), не оказывает существенного влияния на толщину диффузионного слоя, которая наиболее значительно зависит от содержания хрома (Х₂) и титана (Х₆), причем, с увеличением их количества толщина слоя уменьшается. Такое изменение связано преимущественно с замедлением диффузии углерода вследствие образования скоагулированных карбидов, которые служат стоками для углерода и тормозят его продвижение вглубь образца. Исследовано влияние режима насыщения и состава стали на структуру диффузионных слоев. Науглероженный слой на всех сталях после насыщения и охлаждения на воздухе состоит из троосто-мартенсита с карбидными включениями, причем с повышением процентного содержания легирующих элементов объемная доля карбидов увеличивается (до 20-25 %). Результаты металлографического анализа показали, что диффузионный слой достаточной толщины (0,8 -1,0 мм) и твердости (62-63 HRC_Э) при температуре насыщения 1000°С образуется уже при 4-х часовой выдержке.

Из экспериментальных данных, полученных на автоматическом анализаторе «EPIQUANT» и математических моделей:

У₄ = 14,2 + 4,8 X₂ + 2,2 Х₃ ; У₅ = 1,9 + 0,4X₂ + 0,2 Х_{3 ,} (5)

следует, что повышение процентного содержания хрома (Х₂) и молибдена (Х₃) ведет к увеличению количества (У₄) и средних линейных размеров (У₅) карбидов. Углерод, вольфрам, ванадий и титан существенно не влияют на их количество и размеры при выбранных уровнях варьирования. При повышении температуры закалки (с 975 до 1050°С) количество карбидов на сталях с нижним пределом легирующих элементов (ЛЭ) (плавки I, 2, 3, 8, 9) уменьшается с 6-10 % до 1 % (объемн.) В сталях с верхним пределом ЛЭ (плавки 4, 5, 6,7) такое изменение содержания карбидных включений не наблюдается.

В четвертой главе исследовано влияние ХТО и последующей термической обработки на структуру, свойства материала инструмента и на работоспособность в целом.

Математические модели:

У₆ = 11,5 - 2,1Х₅ - 2,1Х₆; У₇ =472 - 82X₆; У₈ = 62+4Х₁-2Х₃-10Х₆ (6)

показывают что после науглероживания (1000°С, 6 час.) и термической обработки (975°С, отпуск 1 час) на ударную вязкость (У₆) отрицательно действуют ванадий (X₅) и титан (X₆), остальные элементы не оказывают существенного влияния. На предел прочности при растяжении (У₇) и на твердость (У₈) сталей отрицательно влияет титан, что связано затратой углерода на образование отдельных карбидов TiC и увеличением остаточного аустенита. Углерод (Х₁), в основном, положительно влияет на механические свойства исследуемых сталей.

Из математической модели видно, что в выбранном интервале варьирования факторов для порошковых материалов отрицательное влияние на твердость (У₉) оказывают молибден (Х₃), ванадий (Х₅) и титан (Х₆). Это связано с образованием остаточного аустенита. Сильное отрицательное влияние на твердость оказывает также никель (Х₇), так как он расширяет г-область диаграммы железо-углерод, т.е. способствует образованию аустенитной структуры порошковых материалов на основе железа.

У₉ = 47,75 - 1,12Х₃ - 1.25Х₅ -1,87Х₆ - 4,12Х₇ (7)

Для изготовления металлообрабатывающего инструмента, где требуется высокая твердость, желательно, получить порошковый поверхностноупрочненный материал без содержания меди. В этом случае в качестве легкоплавкой добавки вводили марганец, повышая температуру спекания выше температуры его плавления (1245°С). Для увеличения вязкости порошкового материала предпочтительно введение меди и никеля.

Результаты статистической обработки экспериментальных данных по износостойкости сталей показали, что в выбранном интервале варьирования факторов наиболее сильно на износ в условиях усталостного изнашивания (У₁₀) влияет хром (X₂), в меньшей степени молибден (X₃) и титан (X₆). Oни увеличивают износостойкость карбидизированной стали:

У₁₀ = 300 + 36 Х₁ - 75 Х₂ - 27Х₃ - 61Х₆ (8)

Видно, что с ростом содержания углерода (X₁) износ увеличивается.

Исследования показали, что в условиях усталостного изнашивания при контактных давлениях 1,96-2,45 МПа износ незначителен. Такие нагрузки не вызывают высоких напряжений в зоне контакта. Увеличение давления от 2,54 до 3,43 МПа приводит к интенсивному росту напряжений в зоне контакта, при этом происходит адгезионное схватывание между контактирующими поверхностями. При повышении температуры отпуска с 200 до 500°С происходит увеличение износостойкости сталей. Это связано со снятием внутренних напряжений и выделением карбидов в результате частичного распада мартенсита.

Как видно из математической модели:

У₁₁= 21,7 + 3,3 Х₁ + 4,3 Х₅ - 2,8 Х₆ (9)

при абразивном изнашивании с увеличением процентного содержания углерода (Х₁) и ванадия (Х₅) износ (У₁₁) увеличивается, а титан (Х₆) понижает его. С увеличением давления износостойкость диффузионных слоев уменьшается. Это связано с тем, что абразивные частицы, испытывая действие все возрастающих нормальных сил, дробятся и образуют большое количество острых кромок, что приводит к увеличению проникающей способности абразивных частиц в металл.

Как видно из математической модели:

У₁₂ = 97,6- 26,9 Х₄ + 30, 85 Х₆ + 38,47 Х₇ (10)

при средних содержаниях углерода (Х₁), хрома (Х₂), молибдена (Х₃), ванадия (Х₅), существенного влияния на износостойкость порошковых образцов не оказывают, коэффициенты их статистически не значимы. Вольфрам (Х₄), увеличивая теплостойкость, повышает износостойкость образцов. Износ наиболее значительно зависит от содержания титана (Х₆), причем с увеличением его количества износостойкость уменьшается, из-за образования хрупких очень твердых отдельных карбидов. В процессе испытания они отделяются и, попадая в зону контакта, усиливают износ инструмента. Никель (Х₇), не образует карбиды, только уменьшает твердость и увеличивает вязкость порошкового материала, повышая износ образца. Далее методом крутого восхождения было решено повысить износостойкость образцов, меняя состав рациональнолегированных сталей. В зависимости от конкретных эксплуатационных условий, увеличивая содержание вольфрама можно получить поверхностноупрочненные твердые сплавы, оставляя содержания углерода, молибдена, ванадия и хрома на основном уровне варьирования.

Следующим этапом исследования являлась, оптимизация химического состава стали непосредственно по эксплуатационной стойкости вырубных штампов в производственных условиях.

По результатам производственных испытаний рассчитаны коэффициенты линейной регрессии и проверена их статистическая значимость.

Полученная математическая модель адекватно описывает результаты опытов:

У₁₃ = 14665 - 3873 X₂ - 3081 Х₅ (11)

Анализ уравнения регрессии показывает, что в выбранных интервалах варьирования факторов стойкость вырубного штампа (У₁₃), рабочие части которого изготовлены из карбидизированной стали, зависит, в основном, от содержания хрома (X₂) и ванадия (Х₅), причем повышение процентного содержания этих элементов приводит к уменьшению стойкости разделительных штампов из-за уменьшения прочности и пластичности диффузионного слоя.

В результате поиска области экстремума при восхождении по градиенту построенной линейной модели найден оптимальный состав стали, обеспечивающий получение науглероженного слоя с максимальной эксплуатационной стойкостью в производственных условиях 27Х8М2ВФТ. При этом, по сравнению с основным уровнем, стойкость увеличилась на 45%. В приложении диссертации приведены соответствующие акты испытаний и авторское свидетельство под грифом «ноу хау». Для условий работы разделительных штампов при невысоких ударных нагрузках, небольшой толщине штампуемого листа, благоприятном штампуемом материале, например, углеродистая сталь в качестве заменителя 25X8М2ВФТ, можно использовать сталь 25Х12М2ВФТ (0,25 С, 12,4 Cr, 1,6Mo, 0,35W, 0,46 V, 0,1Тi) (в % по массе).

Поиск области экстремума при восхождении по градиенту построенной математической модели по износу показал, что в условиях сухого трения скольжения наибольшей износостойкостью обладает сталь 21Х17М2ВФТ (0,21 С, 17,4 Сг, 1,8 Мо, 0,35 W, 0,46 V, 0,19 Тi) (в процентах по массе). Она предназначена для инструмента, работающего преимущественно на изнашивание, так как диффузионный слой этой стали имеет максимальную износостойкость.

Анализ корреляции между основными структурными характеристиками слоя и его свойствами показал, что с износостойкостью (с достоверностью 90 %) коррелируют количество и средние линейные размеры карбидных включений, толщина и твердость диффузионного слоя: с увеличением количества, размеров карбидов и твердости науглероженного слоя износ уменьшается. Между твердостью стали, числом карбидов и их средними линейными размерами существует положительная связь, а толщина слоя с твердостью, числом карбидов и их средним линейным размером связана отрицательно. Остальные изученные параметры не связаны друг с другом (при б = 0,05). Выявленная с помощью корреляционного анализа картина линейных связей показана в виде графа (рис. 1).

У₁ - стойкость штампа; У₂ - износостойкость образца; У₃ - ударная вязкость; У₄ - предел прочности при растяжении; У₅ - твердость; У₆ - количество карбидов; У₇ - размер карбидов; У₈- толщина слоя

Рисунок 1 - Граф корреляционных связей

Пятая глава посвящена исследованию составов, особенностей науглероживания, термической обработки и свойств сталей и порошковых материалов, рекомендуемых для металлообрабатывающих инструментов, обеспечивающих повышение их стойкости.

Диффузионные слои сталей 25Х12М2ВФТ, 25Х17М2ВФТ после науглероживании (t=1000°С, ф =5 час.) и охлаждения на воздухе состоят из глобулярных карбидов, равномерно распределенных в бейнитно-мартенситной матрице с некоторым количеством остаточного аустенита.

Металлографические и рентгеноструктурные исследования карбидизированного слоя показали, что повышение температуры закалки на всех исследуемых сталях увеличивает в них количество остаточного аустенита (г-фазы), а повышение процентного содержания легирующих элементов - мартенсита (б-фазы).

Распределение элементов по толщине цементированного слоя (t = 1000°С, ф = 6 ч) определено с помощью микрорентгеноспектрального анализа на установке "Саmeca MS-46". Установлено, что все карбидообразующие элементы концентрируются преимущественно в карбидной фазе (M₃С), равномерность распределения которой в диффузионном слое зависит от условий насыщения, с повышением температуры цементации замечена тенденция к преимущественному расположению карбидных включений по границам бывших аустенитных зерен.

Показано, что после цементации выше 1000°С и продолжительнос-ти выдержки 8 часов твердость слоя на стали 27Х8М2ВФТ начинает уменьшаться из-за увеличения количества остаточного аустенита.

Наибольший уровень твердости (HRC_Э 63-64) после насыщения при 1050°С в течении 6 часов получен на сталях 27Х8М2ВФТ и 25Х12М2ВФТ, что связано с большим процентным содержанием в слое карбидных частиц и меньшего количества остаточного аустенита. Твердость стали 21Х17М2ВФТ невелика (54 HRC_Э), в связи с недостаточной насыщенностью мартенсита углеродом и увеличением остаточного аустенита.

По мере повышения температуры закалки твердость диффузионного слоя возрастает до определенного максимума, который у стали 25Х8М2ВФТ имеет место при 975°С, а у сталей 25Х12М2ВФТ, 21Х17М2ВФТ - при 1025 и 1050°С соответственно. Это связано тем, что при переходе через критические точки происходят превращение эвтектоида в аустенит. Затем, при охлаждении, он превращается в мартенсит с тем же содержанием легирующих элементов, которые увеличивают твердость стали. Дальнейшее повышение температуры нагрева приводит к увеличению остаточного аустенита и уменьшению твердости науглероженного слоя из-за насыщения аустенита легирующими элементами, приводящие к понижению мартенситных точек Мн и Мк, а следовательно и к увеличению количества остаточного аустенита.

После отпуска (200…500°С) твердость сталей 25Х8М2ВФТ, 25Х12М2ВФТ, 21Х17М2ВФТ (при температурах закалки 975, 1025 и 1050 °С соответственно) остается достаточно высокой (56-59 НRС_Э), что показывает возможность применения этих сталей как полутеплостойких.

С увеличением длительности процесса цементации во всех сталях микротвердость (при оптимальной термической обработке) увеличивается из-за возрастания объемной доли и размеров карбидных фаз. Исследование механических свойств показало, что для стали 25Х8МВФТ в интервале температур отпуска 300…500°С наблюдается уменьшение ударной вязкости, что связано с превращением остаточного аустенита в мартенсит отпуска. Эта сталь при отпуске 200°С показала удовлетворительную ударную вязкость (22,6 кДж/м²), а наивысший предел прочности при растяжении достигается после отпуска при 400°С (785 МПа).

Исследование износостойкости сталей проводили в условиях сухого трения усталостного скольжения, и абразивного изнашивания. Максимальной износостойкостью в условиях усталостного изнашивания обладает сталь 21Х17М2ВФТ. Повышение износостойкости связано с ростом размеров карбидов и максимальным содержанием карбидных включений в поверхностной зоне слоя. С повышением давления (1,96-3,43 МПа) износ этой стали увеличивается. При абразивном изнашивании существенных различий в износостойкости между сталями 25Х12М2ВФТ и 21Х17М2ВФТ не наблюдается. Остальные закономерности, рассмотренные в главе 3, характерны и для этих сталей.

Далее подробно исследованы основные свойства рекомендованных порошковых материалов.

Металлографический анализ образца состава (в % по массе): 0,4 С; Сr 2,5 Мо; 2 W; 0.6 V; 1,2 Тi; 2,5 Си показал (рис. 2), что в процессе науглероживания большинство пор залечивается и распределяется в мартенсите. В структуре имеются глобулярные фазы, количество которых на поверхности образца больше, чем в сердцевине.

Х1000 Х110

А б

Рисунок 2 - Микроструктура порошкового материала после науглероживания при t = 1000єС и ф = 6ч и термической обработки

Микрорентгеноспектральным анализом на установке «Cameca MS - 46», в структуре образцов обнаружены следующие фазы: 1. Мартенсит; 2. Остаточный аустенит; 3.Карбидные фазы: а) цементит Fе₃С; б) карбиды хрома: Cr₇C₃, Cr₂₃C₆, Cr₃C₂; в) карбид титана T_iC; г) карбид ванадия VC; д) карбид молибдена Мо₂С; е) карбид вольфрама W₂C; ж) карбид Ме₆С, (Fe₃(W, Мо)₃C) типа карбида быстрорежущей стали.

Распределение легирующих элементов аналогично компактным сталям, однако в порошковых материалах наблюдается сосредоточение карбидообразующих элементов Cr, W, Mo, V, T_i, и образование указанных выше карбидов.

В шестой главе приведены рекомендуемые промышленные технологии изготовления металлообрабатывающих инструментов.

В технологии производства холодноштампового инструмента отражены процессы получения рабочих частей холодноштампового инструмента литьем, штамповкой и обработкой резанием, описана технология термической и химико-термической обработки. Рекомендованы режимы ковки и предварительной термической обработки предложенных сталей, а также технология науглероживания и термической обработки рабочих частей металлообрабатывающего инструмента.

Показано что науглероживанию следует подвергать изделия с припуском 150-200 мкм на шлифовку. Этот процесс можно осуществлять в камерных и шахтных печах, обеспечивающих рабочую температуру 1000°С.

При газовом науглероживании для стали 27Х8М2ВФТ возможно использование заводской технологии, предназначенной для насыщения конструкционных легированных сталей, а для сталей 25Х12М2ВФТ и 21Х17М2ВФТ необходима отработка процесса, прежде всего с точки зрения подбора оптимального состава насыщающей среды. При проведении карбидизации в твердых карбюризаторах предпочтительно использование смеси следующего состава: 88 % древесного угля и 12 % бикарбоната натрия. При повторном использовании смеси для насыщения необходимо добавлять в смесь 15 % NaHCO₃ или 75 % свежеприготовленного карбюризатора.