Влияние химико-термической обработки на показатели стойкости инструмента

Влияние химико-термической обработки на показатели стойкости инструмента

Введение

Развитие машиностроения предъявляет весьма жесткие требования к рабочим свойствам изделий: их сопротивляемости износу, коррозии и другим видам внешних воздействий.

Разрушение деталей машин, инструмента и других изделий в подавляющем большинстве случаев начинается с поверхности, и именно к поверхностным слоям относятся перечисленные выше требования.[1]

Режущий инструмент и деформирующая оснастка работают в чрезвычайно тяжелых условиях под воздействием высоких давлений на поверхностях контакта и в условиях высокой температуры. По этим причинам интенсивность изнашивания данных видов инструмента в тысячи и десятки тысяч раз превосходит интенсивность изнашивания трущихся деталей машин. В результате изнашивания режущее лезвие инструмента теряет свою первоначальную форму и, как следствие, режущую способность. Для восстановления режущей способности инструмента производится затачивание его рабочих поверхностей, в процессе чего с рабочей части срезаются довольно большие слои дорогостоящего инструментального материала, который переводится в шлам. Кроме того, на смену затупившегося инструмента затрачивается время, которое увеличивает продолжительность операции механической обработки, а следовательно и ее стоимость. В целом все это существенно удорожает механическую обработку и ограничивает ее эффективность. Поэтому, задача уменьшения интенсивности изнашивания режущих инструментов и увеличения срока его службы была и остается одной из главных задач металлообработки.[2]

Одним из наиболее эффективных и наиболее применяемых в промышленности методов повышения надежности и долговечности ответственных деталей машин, инструмента и технологической оснастки является химико-термическая обработка.

Химико-термическая обработка заключается в сочетании термического и химического воздействия на них с целью такого изменения состава, струк- туры и свойств поверхностного слоя, которое позволяет существенно повысить стойкость этих инструментов в эксплуатации. При химико-термической обработке инструментов происходит поверхностное насыщение стали тем или иным элементом или комплексом элементов (углеродом, азотом, кремнием, бором и др.) путем их диффузии в атомарном состоянии из внешней газовой, твердой или жидкой среды.[3]

В результате ХТО (химико-термической обработки) изменяются химический и фазовый состав, структура и свойства поверхностных слоев материала. Изменение химического состава обуславливает изменение структуры и свойств диффузионного слоя.

Толщина диффузионного слоя, его фазовый состав и свойства (твердость, пластичность, износостойкость и др.) и определяют степень повышения стойкости инструментов в эксплуатации в результате их химико-термической обработки в той или иной среде при выбранных параметрах процесса. Причем результаты исследований показывают[3], что одновременное комплексное насыщение несколькими компонентами более эффективно, чем однокомпонентное.

Из различных видов химико-термической обработки в инструментальном производстве на специализированных инструментальных заводах наиболее легко внедряются процессы химико-термической обработки, протекающие в условиях нагрева в обычных камерных печах с окислительной атмосферой без использования специального оборудования и устройств. При этом целесообразно применение диффузионноактивных сред, которые могут быть нанесены на рабочие поверхности деталей тонким слоем, обеспечивая наряду с химико-термической обработкой и защиту поверхностных слоев от окисления и обезуглероживания. В большинстве случаев химико-термическая обработка инструментов проводится после их шлифования и заточки, но иногда она совмещается с закалкой.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Анализ основных причин выхода из строя различных видов инструмента

Создание новых покрытий инструментов достаточно сложно технологически и требует много времени, так как существует много вариантов базового материала, подготовки базового материала, структуры покрытия и методов нанесения покрытия. Оценка новых инструментов исключительно на основании стандартного испытания методом царапания не даёт достаточно достоверных результатов, так как к инструменту в процессе резания предъявляются довольно разнообразные требования, которые часто определяются спецификой обрабатываемого материала.[2]

Важное значение в проблеме повышения стойкости инструмента - это решение задач борьбы с преждевременным его износом. Работы в области обработки резанием, концентрируют внимание на изменениях, происходящих главным образом в поверхностных слоях обрабатываемой детали, а также в контактном слое режущего инструмента

Материал для изготовления режущего инструмента должен обладать высокой твердостью (HRC 62-66) и износостойкостью, способностью длительное время сохранять режущие свойства кромки в условиях трения.

Стойкость инструмента характеризуется его способностью без переточки длительное время обрабатывать заготовки в соответствии с техническими требованиями. Стойкость определяется временем непосредственной работы инструмента (исключая время перерывов) между переточками; это время называется периодом стойкости инструмента.

На стойкость режущего инструмента из быстрорежущих сталей также влияет целый ряд факторов, зависящих от химического состава, технологии передела, конструкции инструмента, его термической обработки и условий резания [3].

Поэтому основным требованием, предъявляемым к инструментальным материалам, является высокая теплостойкость, способность сохранять твердость и режущие свойства при длительном нагреве в процессе работ. Этим требованиям в большей мере удовлетворяют быстрорежущие стали.

Быстрорежущие стали, имеющие более высокую теплостойкость и прокаливаемость, применяют в более тяжелых условиях работы Быстрорежущая сталь после закалки и многократного отпуска имеет структуру высоколегированного отпущенного мартенсита с карбидами. Она сохраняет первоначальную структуру практически неизменной при нагреве до 600-620 °С. 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.[4]

В работе Ю.Н.Кузменко, Б.Э.Натапова рассмотрено влияние одного из таких факторов, как форма и распределение карбидной фазы в металле. Проведенная работа подтвердила, что на стойкость инструмента большее влияние оказывает размер карбидных выделений. Показано, что стойкость резцов с тонкой формой выделения карбидной фазы выше стойкости резцов с грубой карбидной фазой. Это подтверждает, что между карбидной неоднородностью и эксплуатационными свойствами инструмента существует сложная зависимость.[5]

Одним из возможных решений данной проблемы является изготовление режущего инструмента из порошковой быстрорежущей стали. Мелкие равномерно распределенные карбиды делают порошковую сталь более прочной по сравнению с обыкновенной. Это имеет особое значение при удалении большого припуска и обработке с ударом.[5]

Наряду с этим порошковая быстрорежущая сталь обладает одним недостатком: она дороже обыкновенной, но дополнительные затраты компенсируются повышением производительности и стойкости инструмента. Опыт промышленного применения режущего инструмента из порошковых быстрорежущих сталей показал, что наиболее характерными причинами выхода инструмента из строя является износ и скалывание рабочей части, причем доля инструмента, вышедшего из строя в результате выкрашивания, выше чем в результате износа. Особенно это проявляется на инструменте из порошковой быстрорежущей стали, который в процессе эксплуатации испытывает ударные нагрузки[5].

В производстве встречается два механизма разрушения режущей части инструмента: хрупкое (выкрашивание режущих кромок и сколы режущей части) и пластическое (три вида износа).

Выкрашивание проявляется в отделении малых частиц режущей кромки и в некоторых случаях связано с поверхностными дефектами инструментального материала, неоднородностью структуры, остаточными напряжениями.

Сколы проявляются в отделении относительно большого объема режущей части инструмента[2]. Основными факторами, определяющими скалывание, являются свойства обрабатываемого и инструментального материалов, форма режущей части, толщина среза.

Другая причина выхода из строя режущего инструмента - пластическое разрушение, заключающееся в пластическом течении поверхностных слоев инструмента и их последующем срезе. Этот вид разрушения происходит при режимах резаниях, обеспечивающих высокую температуру в зоне контакта и понижение твердости поверхностного слоя инструмента, а также при низких скоростях резания. Результатом этого вида разрушения является потеря формоустойчивости режущей части, что приводит к потере работоспособности.

Изнашивание инструмента только по задней грани, на которой образуется площадка износа, характерно для первого вида износа. Образование на передней грани лунки определенной ширины и глубины, и износа по задней грани характерно для износа второго рода. По размерам образования лунки оценивается степень износа и определяется оптимальный момент переточки инструмента. Показателем износа третьего рода является изнашивание только по передней грани.

Инструмент из быстрорежущей стали чаще всего выходит из строя вследствие «естественного» износа[6], характерный адгезией и истиранием граней инструмента, а также невысокими скоростями резания, повышенной температурой в зоне контакта инструмент-заготовка, в которой происходит интенсификация процесса диффузии.

По данным эксплуатации режущего инструмента в производственных условиях Минского тракторного завода в таблице 1.1 представлен систематический анализ основных причин выхода из строя инструмента[2]

Таблица 1.1─ Причины выхода из строя инструмента из стали Р6М5

Примечание: I-поломка; II-скалывание (очаговые разрушение вблизи режущей кромки); III,IV- истирание рабочих поверхностей в нормальных условиях работы и при значительной пластической деформации; V- смятие режущей кромки; VI- схватывание

Таблицу 1. можно представить в виде диаграммы 1.1 причин потери эксплуатационных свойств по видам инструмента.

Диаграмма 1.1 ─ Причины потери эксплуатационных свойств по видам инструмента

На основе данных приведенных в таблице можно установить наиболее характерные особенности выхода из строя инструмента и причины его преобладающего износа.

Согласно диаграмме 1.1 истирание рабочих поверхностей в нормальных условиях работы и при значительной пластической деформации, а также смятие режущей кромки являются результатом перезагрузки режущей части инструмента. Причин перезагрузки несколько[2]:

─малая твердость инструментального материала, из-за несоответствующего режима термообработки;

─пониженные показатели механических свойств поверхностного слоя инструмента из-за неправильно проведенных операций финишной механической обработки;

─интенсивное адгезионное взаимодействие между материалами обрабатываемой детали и инструмента;

─отклонение от оптимальных режимов механической обработки (завышение глубины, подачи и скорости резания-всего, что приводит к повышению температуры вблизи режущей кромки);

─применение недостаточно эффективных СОЖ или перебои в их подаче;

─завышение продолжительности эксплуатации инструмента в условиях прогрессирующего затупления [2].

Протяжка─многолезвийный инструмент. Работает она в условиях сложного напряженного состояния. Тело протяжки имеет большое число концентраторов напряжений (впадины между зубьями протяжки). Зубья протяжек выполняют различные функции в формировании поверхности детали и работают в разных условиях. Повреждениями первого ряда зубьев являются зазубривание режущей кромки, вырывы металла по задней поверхности и вблизи углов режущих зубьев. Менее четко эти дефекты прослеживаются у последующих рядов режущих зубьев.

Из анализа причин выхода из строя протяжек[2], используемых на МТЗ поломка режущей части является относительно редким явлением и происходит от отступлений режимов термообработки или правил эксплуатации. Скалывание и выкрашивание отдельных зубьев возможны на заключительных стадиях работы после неоднократной переточки.

При «нормальном» изнашивании на задней поверхности образуется ленточка. Расширение зоны износа приводит к возрастанию усилий резания и необходимости переточки. При наличии дефектов шлифования истирание происходит особенно интенсивно, также происходит налипание, которое проявляется в увеличении диаметра отдельных зубьев. Ряд первых калибрующих зубьев работает в условиях повышенных нагрузок, что усиливает их износ. На последующих стадиях работы процесс стабилизируется.

Преобладающей причиной выхода протяжек из строя, всех типов, является «нормальный» износ, приводящий к уменьшению размеров их сечения по зубьям. Инструмент снимается с эксплуатации.

Выход инструмента за счет поломок наиболее вероятен для сверл(10-12%), так как у длинномерного инструмента необходимое для обработки усилие передается через весь стержень ослабленный наличием стружкоудаляющих канавок.

При сверлении имеет место износ сверла по передней и задней поверхностям- износ второго вида.

Развертка чистовой инструмент, при помощи которого производится доводка предварительно просверленного отверстия, снимается минимальный припуск. Глубина резания при развертывании незначительна и количество снимаемого материала невелико. Характерен износ первого рода.

Для червячных фрез начальная стадия эксплуатации характеризуется образованием зоны износа по передней поверхности вблизи режущей кромки. Далее, при работе начинают появляться очаги разрушения по боковой поверхности рисунок 1.1. и особенно в угловых зонах зубьев, что приводит к изменению геометрии инструмента. Повышение скорости сказывается в интенсивности пластического деформирования поверхностного слоя инструмента как по передней, так и по задней поверхности, при этом усиливаются процессы налипания материала заготовки[2].

Особенностью работы долбяка являются большие контактные давления. Скорость резания при зубодолблении невелика. Высокий процент поломок его зуба (5-8%) объясняется наличием ударных нагрузок. Местная поломка в пределах одного зуба выводит инструмент из строя.

Прошивки для обработки круглых отверстий работают в условиях высокого давления на рабочей поверхности и при низких скоростях. Наблюдается несколько механизмов изнашивания, наиболее выражены окислительно-абразивные процессы [2]. Преобладающими являются напряжения сжатия. Геометрия зуба такова, что локальные разрушения маловероятны(1%поломки).

Основной причиной выхода из строя холодно-деформирующей оснастки (гибочные, вытяжные штампы, фильеры, волоки и др.) является изнашивание [9].

Рис. 1.1 Риска по боковой поверхности зуба

Из анализа данных таблицы 1.1 следует, что преобладающей причиной выхода из строя большинства типов инструмента является износ в нормальных условиях и истирание. Поэтому актуальны изыскания способов и режимов обработки, основанных на взаимосвязи структуры инструмента с конкретными условиями эксплуатации.

1.2 Методы и способы химико-термической обработки для повышения стойкости инструмента

Применение химико-термической обработки, за счет которой обеспечивается совершенно новое состояние материала у контактной поверхности, одно из эффективных направлений повышения срока службы технологической оснастки [4]. Основное преимущество использования химико-термической обработки инструмента ─ возможность получения на поверхности диффузионного слоя со структурой, обеспечивающей существенное повышение его работоспособности в условиях высоких давлений и температур. Наибольший интерес представляют методы, которые можно применять после процесса шлифования.

Однако не всегда применение покрытий для режущего инструмента экономически обоснованно и приводит к ожидаемому эффекту. Для того чтобы оценить целесообразность и эффективность их использования необходимо знание основных принципов применения инструмента с износостойкими покрытиями.

Эффективность применения износостойких покрытий снижается при использовании несовершенного станочного оборудования или же при режимах обработки, предопределяющих ударное механическое разрушение инструмента. К сожалению, изношенность станочного парка многих металлообрабатывающих предприятий сводит преимущества такого инструмента к минимуму.

Существующие методы химико─термической обработки можно разделить на четыре основные группы: насыщение в твердых, жидких, газовых средах и плазме. Особенности каждого метода обусловлены агрегатным состоянием насыщающей среды и свойствами веществ-компонентов. Технологический процесс химико─термической обработки в твердых и жидких средах, в обмазках можно проводить в воздушной (окислительной) и контролируемой атмосферах или в вакууме.

Самым распространенным способом твердофазного насыщения является насыщение в герметизируемых контейнерах с использованием печного нагрева [3]:

─из порошков насыщающих элементов (сплавов, ферросплавов);

─в синтезированных средах (из порошков оксидов с добавкой восстановителя);

─в псевдокипящих средах;

В порошковых средах с активаторами и в обмазках насыщение происходит в основном из газовой фазы; в порошковых средах без активаторов и в вакууме из паровой фазы.

Химико-термическую обработку в жидких средах осуществляют в растворах или расплавов электролитов (солей, оксидов) и расплавах металлов:

─жидкостное (без электролизное) насыщения проводят в расплавах на основе насыщающего элемента или его соединений с различными добавками.

─электролизное насыщение осуществляют в расплавах на основе

нейтральных солей с добавкой ферросплавов или химических соединений насыщающих элементов с пропусканием постоянного электрического тока.

При химико-термической обработке в жидких средах скорость насыщения возрастает за счет активации поверхности насыщаемого сплава и большей подвижности насыщающего элемента в жидкой среде (по сравнению с твердофазной диффузией). При электролизном насыщении электромагнитное поле обеспечивает направленное движение ионов насыщающего элемента и дополнительную активацию поверхности (насыщаемое изделие является катодом).[4]

При химико─термической обработке в обмазках вещество поставщик насыщающего элемента вводится в насыщающую среду (обмазку) в виде порошка, а связующее жидкообразные компоненты. В зависимости от состава обмазки, ее консистенции и температурно-временных условий химико-термической обработки насыщение идет из газовой или жидкой фазы. Насыщение за счет твердофазного контакта происходит в любых условиях.

Насыщение в газовых средах проводят в парах или газах насыщающих элементов; в газообразных соединениях насыщающих элементов (кислородных, водородных и др.). Контролируемые процессы газовой химико-термической обработки проводят в специально созданных атмосферах с контролируемым потенциалом насыщения.

Метод химико-термической обработки в ионизированных газах осуществляется в особой насыщающей среде (плазме) и сложного технологического оборудования. В плазме тлеющего разряда в результате бомбардировки насыщающей поверхности ионами происходит ионная имплантация, которая сопровождается диффузионным перераспределением элементов. Удельная мощность разряда является критерием активности насыщающей среды.

На мировом рынке технологий по упрочнению поверхности инструмента наиболее широко представлены два метода: метод химического осаждения (Chemical Vapour Deposition - CVD) и метод физического осаждения покрытий (Physical Vapour Deposition - PVD). В нашей стране более широкое промышленное применение получили PVD способы нанесения защитных покрытий. Технологии CVD подразумевают использование дорогостоящих высокочистых химических реагентов (TiCl4, NH3 и т.д.), точный контроль продуктов химических реакций в рабочей камере. Процессы CVD протекают при высоких температурах 800-1100˚С и более высоком давлении 100-1000Па. В результате метод абсолютно непригоден для создания покрытий на изделиях из быстрорежущей стали. Даже для твердых сплавов такие температуры приводят к негативным последствиям - в поверхностном слое наблюдается снижение вязкости сплава с покрытием по сравнению с твердым сплавом без покрытия [ ].

Все процессы PVD происходят в вакууме или в атмосфере рабочего газа при достаточно низком давлении (около10-2мбар). Это необходимо для облегчения переноса частиц от источника (мишени) к изделию (подложке) при минимальном количестве столкновений с атомами или молекулами газа. Это же условие определяет обязательность прямого потока частиц. В результате покрытие наносится только на ту часть изделия, которая ориентирована к источнику частиц. Для равномерного нанесения покрытия необходимо систематизированное движение материала или применение нескольких, определенным образом расположенных источников. В то же время, покрытие наносится только на поверхности «в прямой видимости источника», оставляя другие без покрытия.

Основными факторами, определяющими качество покрытия, нанесенного методом физического осаждения, являются чистота исходных материалов и реакционного газа, а также необходимый уровень вакуума.

Проблемное свойство таких покрытий ─необходимость использования специального оборудования, отдельных площадей и помещений, квалифицированного обслуживающего персонала .Выпускаемое для этого оборудование предназначено для химико-термической обработке больших партий(более тысячи штук), в тоже время упрочнять инструмент в небольших количествах представляется не целесообразным. Это связано с перерасходом энергозатрат и насыщающих материалов при недозагрузках оборудования.

Тонкие износостойкие покрытия не могут существенно влиять на износ инструмента с невысокими механическими характеристиками, высокотвердый тонкий слой покрытия на мягкой или недостаточно прочной подложке работать не будет. Малоэффективно нанесение износостойких покрытий на режущий инструмент из углеродистых нелегированных инструментальных сталей У8 (У8А) - У13 (У13А), которые не обладают высокой теплостойкостью (170-250 °С).

Наиболее сильно повышается износостойкость рабочих поверхностей деталей после процессов борирования, хромирования, боросилицирования , в результате осуществления которых в поверхностных слоях формируются сверхтвердые бориды железа, карбиды хрома. Процессы проводятся при температуре 900─1100˚C. Использование высокотемпературных методов химико─термической обработки, для повышения свойств сердцевины изделия требует последующей их закалки, что вызывает изменение размеров, и приводит к необходимости окончательной механической обработки рабочих поверхностей. Это частично или полностью устраняет эффект от формирующихся при химико─термической обработки диффузионных износостойких покрытий, а кроме того затрудняет или делает невозможной механическую доводку. [4]

В настоящее время борирование является эффективным методом химико-термической обработки применяемом на Минском тракторном заводе с целью повышения долговечности изделий из инструментальных сталей. Толщина и структура полученных диффузионных покрытий, а также лежащих под ними переходных зон, зависят от химического состава и метода борирования. [4]

Промышленное применение получило борирование в порошковых смесях, электролизное и жидкостное борирование и борирование из обмазок.

Разновидностью порошкового борирования является металлотермический метод, отличительной чертой которого является то, что для получения активных атомов бора необходимо восстановить B2O3 такими элементами, как Al, Mg,Ca,Zr,Ti,Si.

Наряду с порошковым борированием довольно подробно описывается жидкостное борирование. Насыщение проводится в расплавах:

1) нейтральных солей (50%BaCl2 и 50%NaCl) с добавлением борсодержащих веществ (карбида бора, ферробора, аморфного бора и т.д.);

2) боратов (Na2B4O7) с добавлением борсодержащих электрохимических восстановителей ( бора, никель бора и т.д);

3) боратов с добавлением химически активных металлов (Ca,Mg,Al,Ti), металлургических раскислителей или специальных лигатур.

Достоинство этого метода: равномерный и плотный диффузионный слой, борированные изделия могут быть любой конфигурации. К недостаткам процесса относятся: заметный унос расплава с обрабатываемыми деталями, необходимость очистки поверхности от остатков очищающей среды, низкая стойкость тиглей. Кроме того, обработка крупногабаритных изделий связано с изготовлением специального мощного нагревательного оборудования, что практически трудно осуществить в производственных условиях. [3,4,10]

Электролизное борирование обеспечивает высокую скорость формирования диффузионных слоев. Обрабатываемые детали в цепи электролиза служат в качестве катода. Анодом служат графитовые стержни. В качестве насыщающей среды используют буру Na2B4O7 или солевые расплавы на ее основе NaCl,B2O3 и др. Скорость формирования боридного слоя примерно вдвое больше, чем при жидкостном неэлектролизном борировании. Электролизном борировании имеется ряд недостатков: сложное оборудование, низкая стойкость тиглей, неравномерная толщина боридного слоя, склонность короблению и деформации насыщаемых деталей и необходимость их промывки после насыщения. Используется при производстве однотипных деталей.[4,10]

Газовое борирование осуществляется в специальных герметичных установках. Деталь помещают в муфель, через который с определенной скоростью пропускают насыщающую газовую смесь ( диборан или треххлористый бор + газ - разбавитель ).

Недостатком этого метода следует считать токсичность и агрессивность борсодержащих газов, сложность их герметизации и высокую стоимость.

Борирование при помощи смесей и обмазок дает возможность осуществить упрочнения рабочих поверхностей изделий практически любой формы и габаритов без использования специального оборудования. При этом, используя смеси и обмазки различных составов, можно изменять свойства поверхностных слоев изделий, одновременно защищая их от окисления и обезуглероживания.

Учитывая недостатки представленных способов химико─термической обработки, наиболее целесообразным является применение процессов происходящих при температурах, которые не превышают температуру отпуска общепринятую для высоколегированных инструментальных сталей.

Принципиальным преимуществом низкотемпературного диффузионного упрочнения инструмента и деталей машин(450-600˚C) является совмещение с процессом нагрева под отпуск.

Низкотемпературной химико─термической обработке подвергаются детали изготовленные в окончательный размер, включая шлифовку и полировку. В результате такой химико─термической обработки чистота поверхности и размеры не изменяются, а твердость и износостойкость возрастают. Так как температура химико─термической обработки не превышает температуры отпуска, то сохраняются структура и свойства сердцевины изделия.[4]

1.3 Структура и свойства инструментальных сталей после различных видов химико-термической обработки

В литературе, посвященной проблеме упрочнения инструмента уделяется внимание процессу азотирования [4,7,8].

Азотирование инструментальных сталей применяют для инструментов большого сечения, прежде всего штампов и форм литья. Обработку проводят в качестве окончательной после отпуска и как предварительную - перед закалкой. После окончательной обработки проводят оксидирование.

В азотированном слое теплостойких и полутеплостойких инструментальных сталей образуются сложные нитриды вольфрама и хрома (W,Fe)2 N и (Cr,Fe)2 N и карбонитридные фазы M23 (C,N)6 , M3 (С,N ). В слое нетеплостойких сталей, легированных хромом, образуется карбонитрид и возрастает количество карбида М3С. Кроме того, L- фаза всех сталей насыщается азотом. Нитридные фазы имеют более высокую твердость ( 1300-1400 HV у быстрорежущих сталей и 1100-1200 HV у штамповых сталей с 12% хрома ), чем карбонитридные .[10]

В микроструктуре правильно азотированной стали нет четкой границы между азотированным слоем и низлежащими слоями. Нитриды и карбонитриды наблюдаются в виде мелких округлых частиц. С увеличением продолжительности процесса до 6 часов при 520°С и особенно при 540-560°С образуются нитридные прожилки и включения ɜ-фазы, сильно охрупчивающие сталь [2,5,10].

Азотирование как окончательная обработка целесообразно для инструментов, насадная и крепежная часть которых может иметь твердость 30 HRC . Твердость поверхностного слоя крепежной части, изготовленной из сталей 40Х, 45 и др., на глубину до 0,2 мм возрастает до 50HRC. Обработка применима для теплостойких и полутеплостойких сталей.

Присутствие вольфрама, молибдена, хрома в α - растворе этих сталей способствует образованию дисперсных нитридных фаз большей твердости и устойчивости против коагуляции.

Хром, особенно вольфрам и молибден, а также кремний затрудняют диффузию азота. Эти элементы увеличивают твердость, но уменьшают толщину азотированного слоя. В этом же направлении влияют карбидные частицы, особенно дисперсные, выделившиеся при отпуске. По этой причине строение и свойства азотированного слоя зависят не только от режима азотирования, но и от состава стали и ее предварительной термической обработки.

Повышение температуры закалки, увеличивающее концентрацию α-раствора и количество дисперсных карбидов, выделившихся при отпуске, способствует возрастанию твердости, но уменьшает толщину слоя. Повышение температуры отпуска влияет в противоположном направлении.

Прочность азотированной стали с увеличением толщины слоя снижается сначало значительно, после менее интенсивно. Более резкое снижение прочности особенно у быстрорежущих сталей наступает при образовании ɜ-фазы. Вязкость и прочность слоя зависят от температуры, предшествовавшей закалки, они выше, если меньше зерно, и ниже, следовательно, температуры закалки.[3,4,10]

Азотирование, несмотря на его охрупчивающее влияние, не изменяет чувствительности к образованию трещин разгара, так как оно повышает устойчивость против взаимодействия с жидким металлом.

При работе без динамических нагрузок рекомендуется толщина слоя 0,02-0,04мм для быстрорежущей стали; 0,08-0,12мм для стали с 6-18% Cr ; 0,18-0,20мм для теплостойкой штамповой стали. [1]

Борирование инструментальных сталей проводят в расплавах солей (Na2B4O7), а также в порошковых смесях и обмазках. Борированный диффузионный слой состоит из борида FeB и тетрагонального борида Fe2B, образующих характерные столбчатые кристаллы. Под слоем боридов располагается переходный слой из α-раствора бора в железе. Боридная зона имеет характерное игольчатое строение. Иглы боридов срастаясь в основаниях образуют сплошной боридный слой. При нагреве бориды FeB устойчивы до 800°С, Fe2B до 1000°С. Установлено [4,10], что углерод стали полностью вытесняется из зоны боридов вглубь и в зависимости от вида легирующих элементов в стали образует узкую или широкую переходную зону. У инструментальных сталей, легированных карбидообразующими элементами, которые кроме образования карбидов, снижают коэффициент диффузии углерода в аустените, образуется узкая переходная зона. Так как все легирующие элементы затрудняют диффузию бора[4,10]. Хром и марганец при борировании диффундируют в зону боридов, образуя ( Fe,Mn,Cr)B и ( Fe,Mn,Cr)2B, которые по строению аналогичны боридам FeB и Fe2B. Кремний при борировании диффундирует из зоны боридов вглубь, при большом количестве кремния в переходной зоне может образоваться графит и ферритная прослойка. Такое строение диффузионного слоя будет скалываться.

Боридные слои обладая высокой твердостью имеют повышенную хрупкость. Наибольшей хрупкостью обладает борид FeB (микротвердость до 20 ГПа) по сравнению с Fe2B (микротвердость ~14 ГПа) [2].

Насыщение бором углеродистых (стали 45,50) и легированных инструментальных сталей приводит к повышению предела выносливости на 18-25%, а предела коррозионно-усталостной прочности - на 50%[4]. Закалка с низким отпуском борированной стали снижает предел выносливости. Возможно это связано с образованием в борированном слое трещин, повышением чувствительности сердцевины к концентрации напряжения и резким снижением остаточных сжимающих напряжений или даже изменением их знака. Предел выносливости снижается и у высоколегированных сталей, сердцевина которых при охлаждении с температуры борирования закаливается. После борирования и улучшения предел выносливости получается сравнительно высоким[4].

По сравнению с закаленным и низкоотпущенным состоянием стали 45 двухфазное борирование повышает абразивную износостойкость в 3,5-6 раз, а однофазное в 2-3 раза. Высокая микротвердость боридного слоя не уступающая микротвердости закаленной среднеуглеродистой стали, сохраняется до 700° С. Это позволяет применять борирование для повышения износостойкости изделий, работающих при высоких температурах.

Борированные стали обладают самой высокой коррозионной стойкостью в водных растворах соляной, серной и фосфорной кислот, при чем при одинаковой толщине слоя однофазные боридные слои имеют большую кислотостойкость, чем двухфазные [4,10]. В разбавленных и концентрированных растворах азотной кислоты боридные слои неусточивы, однако скорость разрушения борированных сталей в 1,5-5 раз ниже, чем неборированных.

Проблема снижений хрупкости боридных покрытий решается в двух направлениях: создание диффузионных слоев с максимальным содержанием фазы Fe2B вплоть до однофазных боридных покрытий; снижение хрупкости боридных покрытий за счет их легирования.

В работе [9] указывается, что углерод уменьшает, а легирующие элементы увеличивают относительное содержание в слое высокобористой фазы Fe2B. Однофазные боридные покрытия можно получить при борировании в обмазках с использованием энерговыделяющих паст, токопроводящих смесей, при электролизе расплавов системы Na2B4O7 и жидком борировании в расплавах буры с добавкой карбида кремния ( ферромарганца, ферросилиция, силикомарганца) [9,10,11].

Содержания углерода в стали также оказывает влияние на твердость и хрупкость боридов: чем оно больше, тем меньше твердость и хрупкость FeB. Это явление объясняется изменением напряженного состояния боридных покрытиях вследствие воздействия углерода на фазовые превращения в сердцевине стали. [9]

Легирующие элементы, углерод и продиффундировавшие элементы из насыщающей среды, характерным образом распределены в переходных зонах, оказывают значительное влияние на напряженное состояние в борированном изделии. С увеличением содержания углерода в стали уменьшается значение и изменяется характер распределения остаточных напряжений в боридном слое, благодаря чему повышается износостойкость.

После жидкостного борирования в расплаве (30% В4С + 70%N2B4O7, t=980°C )[4,10,11 ] установлено, что с повышением содержания кремния в стали абсолютные значения остаточных напряжений в боридном слое увеличиваются, а при введении никеля и хрома уменьшаются. Небольшие сжимающие остаточные напряжения часто сопровождаются трещинами в диффузионном слое и его скалывании. Чем жестче условия, тем ниже уровень сжимающих напряжений в диффузионном слое.

Таким образом, борирование с успехом может применяться для повышения рабочих характеристик широкого круга деталей машин и инструментов. Борирование повышает долговечность матриц и пуансонов штампов холодной штамповки в 2-13 раз, деталей штампов горячей штамповки в 1.5-3 раза. Стойкость борированных матриц приближается, а иногда превышает стойкость твердосплавных матриц.[12]

Процесс насыщения сталей совместно бором и кремнием проводят в порошках, расплавах. Диффундирующий совместно с бором кремний существенно влияет на структуру, толщину, свойства диффузионных покрытий. При этом в боросилицированном слое уменьшается содержание относительно хрупкой высокобористой фазы FeB, появляются силициды FeSi,FeSi2.

Наличие кремния в бориде Fe2B увеличивает его твердость (12,9-15,1ГПа). Даже при незначительном содержании кремния в слое, если отсутствуют силицидные фазы, износостойкость повышается в 1,3-1,4 раза.

Хрупкость борида FeB, легированного кремния, по сравнению с хрупкостью “чистого” борида снижается почти на 30%.

При диффузионном насыщении легированных инструментальных сталей закономерности формирования, структура и свойства комплексных боридных покрытий изменяются.

Для борированной стали можно выделить четыре основных стадии изнашивания. На первой стадии оно носит преимущественно окислительный характер, однако отмечается развитие микротрещин. Образовани их связано с теми или иными дефектами боридного слоя. На второй стадии происходит дальнейшее развитие микротрещин, образования у контактной поверхности своеобразной сетки и появление отдельных локальных выкрашиваний боридного покрытия. На третьей стадии происходит интенсивное дробление карбидной зоны с вдавливанием в подслой отдельных участков покрытия и выходом небольших участков α-фазы. На четвертой стадии сплошной боридный слой отсутствует, на поверхности трения появляются участки α- фазы, расположенной между боридными иглами. В местах выхода ее на поверхность, контактирующую с контртелом, процесс изнашивание приобретает характер, свойственный неупрочненной стали.

Исследования [3,12] показывают, что борохромированные, бороалитированные и другие диффузионные покрытия на основе фазы Fe2B в процессе изнашивания сопротивляются хрупкому разрушению большей степени, чем чисто борированные. При этом даже при сравнительно жестких условиях испытания ( р=15 Мпа ), значительного выкрашивания элементов боридного слоя не наблюдается. Это в свою очередь благоприятно сказывается на износостойкости.

1.4 Влияние химико-термической обработки на стойкость различных видов инструментальной оснастки

Химико-термическую обработку наиболее рационально применять для повышения стойкости различных видов крупногабаритной оснастки, упрочнить которую другими методами весьма затруднительно. Особого внимания заслуживает горячештамповый инструмент, который эксплуатируется в тяжелых температурно- силовых условиях и поэтому быстро выходит из строя. Химико-термическая обработка заметно влияет на стойкость штампов горячего деформирования металлов в том случае, если основной причиной их выхода из строя является изнашивание элементов рабочих поверхностей. Потеря эксплуатационных свойств в результате изнашивания характерено для молотовых штампов относительно небольшой массы, инструмента горизонтально- ковочных машин при получении заготовок небольшого диаметра. [17]

В результате создания на гравюре такого типа инструмента высокотвердых покрытий, стойкость горячештампового инструмента существенно увеличивается. Применение комплесного борирования позволяет повысить стойкость ковочных штампов для производства деталей типа гаечный ключ, крестовина, шатун, винт в 1,5-2,5 раза. При этом уменьшается залипаемость поковок на гравюре штампа, что способствует более легкому их съему, а следовательно, и повышению производительности труда. [17,19]

Применение комплексного борирования особенно эффективно для вытяжных и гибочных штампов холодного деформирования металлов. Стойкость данных видов инструментальной оснастки можно повысить в 3-5 раза. При этом возможно использование вместо высоколегированных сталей типа Х12М и Х12Ф низколегированных и даже углеродистых инструментальных холодноштамповых материалов. В результате диффузионного упрочнения матриц и пуансонов штампов (сталь У8) резко изменяются характер и интенсивность их изнашивания. Пока сохраняется боридный слой, на поверхности заготовок, полученных при вытяжке, отсутствуют задиры, риски. Изнашивание диффузионного слоя протекает медленно, при этом отмечается даже улучшение состояния рабочих поверхностей. В процессе изнашивания диффузионного слоя шероховатость поверхности возрастает, однако инструмент продолжает оставаться в рабочем состоянии, а износостойкость материала на достаточно высоком уровне за счет сохранения боридных игл, равномерно вкрапленных в упрочненную поверхность. В целом стойкость диффузионно- упрочненных штампов в 3-5 раза выше по сравнению со штампами, прошедшими лишь термообработку [17].

Диффузионное упрочнение можно с успехом применять для повышения стойкости некоторых типов вырубного инструмента. При изготовлении диффузионно-упрочненных матриц и пуансонов вырубных штампов необходимо учитывать изменения их размеров вследствие упрочняющей обработки. В связи с этим целесообразно упрочнения штампов с простой конфигурацией рабочего контура. Для данных штампов можно легко подобрать оптимальные изменения размеров относительно приведенных на чертеже, с тем чтобы после окончательной упрочняющей обработки зазоры в зоне вырубки соответствовали необходимым требованиям. При этом пуансоны должны быть изготовлены с некоторым занижением размеров, а рабочее окно матрицы- с завышением. [17,18,19]

.5 Постановка задачи

Объектами для упрочнения являются детали инструмента и технологической оснастки, изготавливаемые из дорогостоящих легированных сталей: быстрорежущий инструмент (фрезы, метчики, долбяки,), деформирующая оснастка(детали штампов для холодной и горячей обработки материалов давлением ,фильеры(рис1.2),волоки).

Целью настоящей работы является исследование влияния новых методов химико-термической обработки совмещаемых с закалкой или отпуском, без использования спецоборудования, на эффективность эксплуатации инструмента в производственных условиях РУП МТЗ.

Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

.        на основании анализа причин выхода из строя различных видов инструмента определить номенклатуру, которую целесообразно подвергать ХТО (химико-термической обработке).

.        установить влияние технологических параметров химико-термической обработки стали на микроструктуру, фазовый состав и свойства поверхностных слоев инструментальной стали;

.        исследовать влияние упрочненного поверхностного слоя инструмента на увеличение стойкости различных видов инструмента;

.        рассчитать экономическую эффективность в результате использования современных методов химико-термической обработки применительно к различным видам инструмента, имеющим повышенную стойкость после ХТО.

2. ОБОРУДОВАНИЯ, МАТЕРИАЛЫ, МЕТОДИКА ВЫПОЛНЕНИЯ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Обоснование выбора исследуемых материалов

При осуществлении ХТО с использованием порошковых смесей в качестве исследуемых образцов были использованы стали 7Х3, 5Х3В3МФС, Р6М5 и немецкая порошковая сталь S390(Р10М2Ф5Х5К8) применяемые при изготовлении деформирующей оснастки и металлорежущего инструмента.

Применяемые методы насыщения позволяют получить на данных сталях диффузионные слои с высоким комплексом заданных свойств, что позволяет изготавливать инструмент работающий в условиях изнашивания при динамических воздействиях.

В случае боросилицирования насыщение проводили при температурах 900-1000°С в течение 1-5 часов. Процесс борокарбоазотирования при 500- 550 °С в течение 0,5-8 часов. Эти режимы позволяют проанализировать закономерности формирования слоев с заданной структурой и свойствами при необходимых показателях толщины диффузионного покрытия.

2.2 Использование высокоэффективных смесей при ХТО инструмента

Упаковка образцов в контейнер со смесью производится следующим образом. Насыпается и уплотняется слой смеси толщиной 20-30мм. На смесь укладываются обрабатываемые образцы таким образом, чтобы расстояние от образцов до стенок контейнера и между образцами было не менее 15мм. Образцы засыпаются слоем смеси, смесь уплотняется и укладывается второй ряд образцов. Расстояние между образцами должно быть не менее 20мм. Последний ряд образцов засыпается слоем смесей толщиной 30 мм (рис.2.1) и покрывается слоем чугунной стружки.

Рис. 2.1 ХТО мелкогабаритных деталей в негерметизируемом контейнере

Для проведения процессов химико-термической обработки использовались камерные печи с воздушной атмосферой и рабочей температурой до 1000°С. Размер контейнеров (тигли), выбирается исходя из размеров и формы деталей, и их количества. Предпочтение следует отдать цилиндрическим контейнерам, изготовленным из окалиностойких сталей.

2.3 Методика проведения исследования структуры и свойств

Исходя из условий эксплуатации в качестве исследуемых образцов были выбраны следующие детали:

деформирующая оснастка (фильеры) изготовленная из стали 7Х3,5Х3В3МФС

металлорежущий инструмент из стали Р6М5,S390 (Р10М2Ф2Х5К8).

Химический состав сталей представлен в таблице 2.1

Таблица 2.1 Химический состав сталей

Микроанализу подвергаются микрошлифы, приготовленные следующим образом. Образцы закрепляются в специальных зажимах (струбцины). Поверхность образца делают плоской и шлифуют вручную, либо на станках специальными наждачными шкурками. При этом соблюдается последовательность и плавность перехода от грубозернистых к мелкозернистым шкуркам. Затем для удаления мелких рисок образцы полируются.

На полировальном станке, диск которого обтянут фетром, ведется механическое полирование. На ткань наносится паста ГОИ. Когда поверхность приобретает зеркальный блеск, полирование прекращается. На отполированном микрошлифе при наблюдении под микроскопом должны отсутствовать риски, царапины, вырывы.

Затем микрошлифы промываются водой и просушиваются фильтровальной бумагой.

После этого шлифы подвергаются травлению, которое проводят погружением шлифа в соответствующий реактив. Для выявления диффузионного слоя травление микрошлифов проводится 5 % - ым раствором азотной кислоты в этиловом спирте. Затем шлифы промываются водой, сушатся фильтровальной бумагой. После этого микрошлифы изучаются при помощи металлографического микроскопа.

Толщина и структура диффузионных слоев исследовались на микроскопах МИМ - 7, МКИ- 2М-1.

Для оценки физико-механических свойств покрытий использовали метод измерения твердости.

Микротвердость упрочненого поверхностного слоя измерялась на приборе ПТМ -3.

Алмазная пирамида вдавливается на определенное место, найденное на шлифе при увеличении, под нагрузкой 0,98 н и затем измеряется диагональ отпечатка, по величине которой судят о твердости [21].

Посредством рентгеноструктурного анализа определяли фазовый состав. Для решения этой задачи использовали рентгеновский дифрактометр ДРОН-3 с монохроматизированным СoКα излучением. Для минимизации влияния текстуры и размера зерна исследуемый объект устанавливался в приставке ГПКМ-2 гониометра. Съемка образцов осуществлялась при ускоряющем напряжении на рентгеновской трубке 30 кВ и анодном токе 10 мА. Запись интенсивности рассеянного рентгеновского излучения проводилась в режиме сканирования (по точкам) с фиксированным временем счета 15 с на точку. Шаг сканирования составляет 0,1°. Для фазового анализа использовалась стандартная картотека PDF.

3. ЭКСПЕРЕМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

3.1 Исследование влияние параметров ХТО на закономерности формирования диффузионных слоев инструментальных сталей и структуру

Типовые структурные изменения в зависимости от параметров ХТО, существенно сказывающиеся на свойствах, четко проявляются на примере стали 7Х3, 5Х3В3МФС (рис. 3.1).

Рис.3.1 Влияние времени боросилицирования на толщину (Н) диффузионного слоя на сталях 7Х3,5Х3В3МФС при температуре ХТО 900°C

Опыты проводились при температуре насыщения 900˚С. Полученные зависимости для представленных сталей имеют вид, приближенный к параболическому.

Боросилицирование образцов(фильер) сталей 7Х3 при температуре 900°С приводит к формированию диффузионных слоев, которые по толщине заметно больше чем на образцах из стали 5Х3В3МФС.

По микроструктуре боросилицированные слои, полученные при 900°С имеют игольчатое строение и между ними просматривается небольшая доля включений других фаз (рис 3.2). На образце из стали 7Х3в структуре боросилицированного слоя рентгеноструктурным анализом не обнаружено фазы FeB.

Рис. 3.2. ─ Микроструктуры стали 7Х3 после боросилицирования, при температуре 1000°С, 4 часа

У стали 5Х3В3МФС формируется переходная зона с повышенным содержанием карбидных включений, которая помимо этого, дополнительно легируется кремнием.

Оценивая влияния температуры насыщения на толщину диффузионных слоев сталей 7Х3, 5Х3В3МФС обработку проводили при 900˚С,1000˚С применяя выдержку 4(четыре) часа. При увеличении температуры боросилицирования происходит изменение толщины диффузионного слоя, как показано на рисунке 3.2 и 3.3

Рис.3.3 Влияние времени боросилицирования на толщину (Н) диффузионного слоя на стали 7Х3 при температуре ХТО 1000˚С

Результаты исследований показывают, что на сталях 7Х3,5Х3В3МФС толщина диффузионого слоя с увеличение температуры с 900°С до 1000°С резкого роста толщины борисилицированных слоев не наблюдается, что можно связать с изменением характера диффузионного насыщения двумя элементами (бором и кремнием). При увеличении температуры в поверхностный слой диффундирует наряду с бором повышенная доля атомов кремния, что приводит к появлению в структуре диффузионного слоя значительной доли силицидных фаз.

Однако температуру процесса все же не следует поднимать выше определенной для каждой марки стали(7Х3-900˚С,5Х3В3МФС-1050˚С), что бы не произошло оплавления диффузионного слоя.

Структурные изменения, имеющие место в результате боросилицирования при различных параметрах ХТО, существенно сказываются на показателях микротвердости диффузионных слоев. На рис.3.4 приведены результаты исследований микротвердости образцов сталей 7Х3 после ХТО при температуре 900°С и 1000˚С в течение 4-х часов.

Рис.3.4 Влияние ХТО на микротвердость поверхностных слоёв, полученных при Т=1000˚С, T = 900 °C, t = 4 часа

Наиболее высокие показатели микротвердости имеют место в случае боросилицирования при температуре 900°C и соответствуют микротвердости фазы Fe2B, и находится на уровне 13 - 14 ГПа

Повышение температуры боросилицирования до 1000° C приводит к появлению в структуре диффузионного слоя значительной доли силицидных фаз, по данным рентгеноструктурного анализа наряду с Fe2B присутствует α`-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 в случае боросилицирования при температуре 900°С (13-14 ГПа), но значительно выше, чем твердость поверхности без ХТО - всего 2-2,5 ГПа.

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 1000°C за 4 часа

В результате боросилицирования при температуре 900°С 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 CuKα-излучении. Параметры съемки: интервал 2θ 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 ε -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

. 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.

. 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 α`-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 900°С (13-14 ГПа), но значительно выше, чем твердость поверхности без ХТО - всего 2-2,5 ГПа.

. 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.

. 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

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

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

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

.       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.

.       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.

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

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

и техника. 1974.-286с.

        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.

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

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

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

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

         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.