Целью работы было исследование влияния режимов термодеформационной обработки на структуру и свойства порошковой быстрорежущей стали Р12М3К5Ф2-МП.
В исходном состоянии структура порошковой быстрорежущей стали состояла из первичных округлых карбидов типа М6С и очень мелких вторичных карбидов типа М23С6 и МС, равномерно распределившихся от края к центру профиля заготовки. Матрица представляла собой сорбитообразный перлит.
Размеры карбидов примерно одинаковы и у края и в центре заготовки. Среднее значение твердости по сечению проката составляет НВ 273 ± 9,4.
Для термодеформационной обработки применяли образцы диаметром 75 мм и высотой 60 мм. Нагрев производили токами высокой частоты и в газовой печи.
Нагрев токами высокой частоты проводили на установке в одновитковом индукторе и понижающем трансформатором высокой частоты ТВД -3 по режиму:
- первый нагрев проводили в течение 30 сек., выключение СВЧ, выдержка 30 сек.;
- второй нагрев производили в течение 15 сек., выключение СВЧ, выдержка 30 сек.;
- третий нагрев в течение 10 сек., выключение СВЧ, выдержка 20 сек.;
- четвертый нагрев проводили в течение 5 сек., выключение СВЧ, выдержка 20 сек.;
- пятый нагрев осуществляли в течение 5 сек., выключение СВЧ, выдержка 20 сек.
Горячую деформацию проводили при температуре 1000 — 1050 ºС с частотой 3 удара в секунду. После 2 или 3 проходов подогревали заготовку в установке ТВЧ до 950…1000 ºС. Общее время горячей деформации при таком режиме составило 6,58 мин.
Нагрев осуществлялся в двухкамерной газовой кузнечной печи с рекуператором с максимальной рабочей температурой 1250 ºС, нагрев в первой камере с 600 до 800 ºС в течение 35 мин., перенос во вторую камеру, где нагревали с 800 до 980 ºС в течение 32 мин., окончательный нагрев с 980 до 1150 ºС осуществляли в течение 76 мин.
Деформацию проводили по трем режимам :
- « мягкий » режим характеризовался темпом 2 удара в секунду, всего было 8 проходов за 3,75 мин., общее число ударов составило 150.
- «Средний » режим горячей деформации характеризовался темпом 4 удара за 3 секунды ,было проведено 7 проходов в течение 2 мин., общее число- 150 ударов,
- « Жесткий » режим при темпе ударов 6 за 5 секунд , было проведено 6 проходов в течеие1,58 мин. при общем числе ударов 108. Охлаждение после горячей деформации проводили на спокойном воздухе и в индустриальном масле.
Результаты горячей пластической деформации приведены в таблице 1
Параметры горячей пластической деформации порошковой быстрорежущей стали Р12М3К5Ф2-МП
| № п / п | Способ нагрева | Способ охлаждения | Количество ударов | Длительность ковки, мин. | Частота ударов в сек |
| 1 | ТВЧ | воздух | 780 | 6,58 | 3 |
| 2 | Печной | воздух | 450 | 3,75 | 2 |
| 3 | Печной | воздух | 150 | 2,0 | 1,3 |
| 4 | Печной | воздух | 108 | 1,58 | 1,2 |
| 5 | Печной | масло | 450 | 3,75 | 2 |
| 6 | Печной | масло | 150 | 2,0 | 1,3 |
| 7 | Печной | масло | 108 | 1,58 | 1,2 |
Влияние способа нагрева под горячую пластическую деформацию, интенсивности деформации и способа охлаждения после горячей деформации на твердость и ударную вязкость исследуемой стали приведено в таблице 2.
Влияние способа нагрева и охлаждения на свойства порошковой быстрорежущей стали Р12М3К5Ф2-МП
| № п/п | Способ нагрева | Способ охлаждения | Количество ударов | Твердость, HRC | Ударная вязкость, МДж/м2 |
| 1 | ТВЧ | Воздух | 780 | 63,6+-0,5 | — |
| 2 | Печной | Воздух | 450 | 54,2+-0,9 | 0,221 |
| 3 | Печной | Воздух | 150 | 51,0+-0,7 | 0,265 |
| 4 | Печной | Воздух | 108 | 55,6+-0,6 | 0,189 |
| 5 | Печной | Масло | 450 | 66,0 | 0,260 |
| 6 | Печной | Масло | 150 | 63,6+-0,6 | 0,434 |
| 7 | Печной | Масло | 108 | 66,3+-0,3 | 0,423 |
Видно, что нагрев токами высокой частоты позволяет значительно повысить твердость охлаждаемых на воздухе поковок по сравнению с нагревом в газовой печи, однако использование ускоренного охлаждения нивелирует это преимущество. Имеет место минимальное значение в области средней интенсивности деформации как при охлаждении на воздухе, так и в масле. Одновременно несколько возрастает в этой области и ударная вязкость.
Это можно объяснить сложной корреляцией соотношения количества ударов с длительностью междеформационных пауз. Видимо, при определенных критических значениях этого соотношения могут интенсифицироваться процессы рекристаллизации матрицы стали с одновременным необратимым ее разупрочнением.
Рентгеноструктурный анализ не выявил заметных количеств остаточного аустенита в горячедеформированных образцах не зависимо от способа охлаждения. Измерение остаточной намагниченности показало, что в образцах после ускоренного охлаждения остается больше парамагнитной фазы- аустенита.
Влияние способа термодеформационной обработки на остаточную намагниченность стали Р12М3К5Ф2-МП
| Способ нагрева | Режим ковки | Остаточная намагниченность, В.А/см | |
| Охлаждение в масле | Охлаждение на воздухе | ||
| Печной | «мягкий» | 10 | 19 |
| Печной | «средний» | 17 | 25 |
| Печной | «жесткий» | 10 | 10 |
Можно предположить, что выделившиеся при относительно медленном охлаждении с температур горячей пластической деформации дисперсные карбиды полнее растворяются в твердом растворе при последующей аустенитизации. Твердый раствор оказывается более насыщенным углеродом и легирующими элементами и более устойчивым к дальнейшим превращениями в сталях.
Было исследовано влияния режимов горячей пластической деформации на структуру и свойства порошковой быстрорежущей стали Р12М3К5Ф2-МП,для чего был разработан план дробного факторного эксперимента, учитывающий влияние следующих факторов : температуры нагрева под горячую пластическую деформацию, преддеформационную паузу, междеформационную паузу, последеформационную паузу. План эксперимента приведен в таблице 4
План дробного факторного эксперимента
| Факторы | Температура ТДО, º С | Преддеформационная пауза,сек. | Междеформационная пауза,сек. | Последеформационная пауза,сек. |
| Основной уровень | 1150 | 10 | 1,0 | 7 |
| Интервал варьирования | 50 | 5 | 0,5 | 5 |
| Верхний уровень (+1) | 1200 | 15 | 1,5 | 12 |
|
Нижний уровень
(-1) |
1100 | 5 | 0,5 | 2 |
| Х1 | Х2 | Х3 | Х4 |
Матрица планирования в кодовом масштабе
| № опыта | Порядок реализации опыта | Х1 | Х2 | Х3 | Х4 | У1 | У2 | У3 | У4 |
| 1 | 6 | + | + | + | — | ||||
| 2 | 4 | — | + | + | + | ||||
| 3 | 2 | + | — | + | — | ||||
| 4 | 3 | — | — | + | + | ||||
| 5 | 5 | + | + | — | + | ||||
| 6 | 1 | — | + | — | — | ||||
| 7 | 7 | + | — | — | — | ||||
| 8 | 8 | — | — | — | — | ||||
| 9 | 9 | 0 | 0 | 0 | 0 | ||||
| 10 | 10 | 0 | 0 | 0 | 0 | ||||
| 11 | 11 | 0 | 0 | 0 | 0 |
Где:
У1 –твердость , HRC;
У2-ударная вязкость, кДж/м2;
У3-теплостойкость, º С;
У4-остаточная намагниченность, В.А/см.
В качестве исходного уровня параметров горячей пластической деформации принимали нагрев при 1150 º С, преддеформационная пауза продолжительностью 10 секунд, междеформационная пауза пауза длительностью 1 секунду, последеформационная пауза -7 секунд.. Температуру варьировали в интервале 1100…1200 º С, паузы от 5до 15 сек., 0,5…1,5 сек., 2…12 сек, соответственно.
Проводили микроисследования стали Р12М3К5Ф2-МП, после горячей пластической деформации. Было выявлено, что структура состоит из многочисленных равномерно распределенных мелких карбидов и троостомартенситной матрицы при охлаждении в масле, и троостосорбитной при охлаждении на воздухе. Микроструктура стали после горячей пластической деформации с нагревом токами высокой частоты аналогична микроструктуре после горячей пластической деформации с печным нагревом и охлаждением на воздухе.
Характер распределения карбидов показал, что в результате горячей пластической деформации существенно уменьшилось количество крупных карбидов по сравнению с исходным прокатом. Это связано с дроблением карбидной фазы, в основном вторичных карбидов М6С, при деформации с большими степенями. В уменьшении размеров карбидов вносит вклад также и их частичное растворение при высокотемпературном нагреве перед деформацией. Характер распределения карбидной фазы мало зависит от частоты и количества ударов ковки.
Cледует обратить внимание на тот факт, что в структуре образцов, охлажденных после термодеформационной обработки на воздухе, возрастает относительное количество карбидов с размерами от 0,7 до 1,0 мкм, т.е. происходит смещение экстремуму размеров относительно крупных карбидов в область их меньших размеров.
Этот эффект можно объяснить более интенсивным по сравнению с охлаждением в масле выделением карбидов из пересыщенного твердого раствора.
Было установлено, что способ нагрева для термодеформационной обработки также оказывает существенное влияние на характер распределения карбидов. Так, при нагреве токами высокой частоты с несколькими подогревами наблюдается более интенсивное измельчение карбидов по сравнению с печным нагревом.
Величина карбидной неоднородности в результате горячей пластической деформации порошковых быстрорежущих сталей не изменяется.
Ниже приведена таблица 6 реализации плана дробного факторного эксперимента.
Результаты реализации дробного факторного эксперимента 2 4-1
| №,п/п |
Температура ТДО,
º С |
Преддеформационная пауза, с. | Междеформационная пауза, с. | Последеформационная пауза, с. |
Твердость,
HRC |
Ударная вязкость, кДж/м2 |
Теплостойкость,
º С, |
| 1 | 1200 | 15 | 1,5 | 2 | 61,3 | 190 | 590 |
| 2 | 1100 | 15 | 1,5 | 12 | 59,4 | 280 | 560 |
| 3 | 1200 | 5 | 1,5 | 2 | 59,9 | 25 | 595 |
| 4 | 1100 | 5 | 1,5 | 12 | 61,5 | 230 | 535 |
| 5 | 1200 | 15 | 0,5 | 12 | 66,3 | 220 | 600 |
| 6 | 1100 | 15 | 0,5 | 2 | 61,4 | 260 | — |
| 7 | 1200 | 5 | 0,5 | 12 | 62,0 | 210 | 580 |
| 8 | 1100 | 5 | 0,5 | 2 | 63,4 | 230 | 605 |
| 9 | 1150 | 10 | 1,0 | 7 | 59,4 | 210 | 580 |
| 10 | 1150 | 10 | 1,0 | 7 | 59,7 | 200 | 580 |
| 11 | 1150 | 10 | 1,0 | 7 | 61,6 | 210 | 585 |
Было исследовано влияние режимов термической обработки на свойства порошковой быстрорежущей стали. Закалку образцов проводили с нагревом в электродной печи-ванне СВС 1.1-5.3.2/13 в расплаве 98%хлористого бария и 2% буры. при температурах 1200 и 1210 º С, с предварительным подогревом при 850 º С, в электродной печи-ванне СВС-3.6.5.5/8.5, охлаждение осуществляли в масле И-12А.
Для изучения карбидной фазы производили отпуск закаленных образцов при температуре 680 º С, в течение 45 минут , по ГОСТ 19265-73 в шахтной печи .
Для определения теплостойкости стали после термодеформационной обработки, осуществляли отпуск в шахтной печи с принудительной циркуляцией атмосферы при температурах 200,300,400,500,600,650 º С, в течение одного часа.
Микроструктуру стали Р12М3К5Ф2-МП исследовали на всех этапах на микроскопе Неофот -21 при увеличении х 1000.
Размер зерна определяли по методу Снейдера-Графа по ГОСТ 5639-81 с учетом методики, заключающейся в подсчете числа зерен на отрезке 127 мм при увеличении х 1000 и вычислении среднего условного диаметра.
В результате реализации плана эксперимента получены значения параметров в анализируемой области факторного пространства. При заданном числе опытов и факторов были построены полные модели, и при установленном уровне значимости 0,05, определены коэффициенты регрессии.
Анализ значимости коэффициентов регрессии и адекватности моделей позволил составить уравнение регрессии, с данным уровнем значимости описывающие зависимость свойств порошковой быстрорежущей стали Р12М3К5Ф2-МП от параметров горячей пластической деформации:
— теплостойкость: HRC = 370,66 + 0,215 Т – 21,25 ţм.д. – 2,375 ţп.д., где
ţм.д – продолжительность междеформационной паузы;
ţп.д. – продолжительность последеформационной паузы.
Для уравнения твердости-коэффициенты регрессии незначимы.
Для уравнения ударной вязкости – коэффициенты регрессии незначимы.
Для остаточной намагниченности – коэффициенты регрессии незначимы.
Таким образом, из изученных свойств зависимости от режимов горячей пластической деформации является только теплостойкость стали, определяемая как температура, при которой сохраняется твердость не ниже 60 HRC.
Из уравнения регрессии видно, что на повышение теплостойкости позитивное влияние оказывает температура нагрева под горячую пластическую деформацию, а увеличение длительности междеформационных и последеформационных пауз снижает теплостойкость. Это можно объяснить следующим. Повышение температуры аустенитизации приводит к более полному растворению карбидов М6С и М23С6 и насыщению твердого раствора легирующими элементами. После ускоренного охлаждения некоторая доля этих элементов сохраняется в твердом растворе и обеспечивает повышение температуры вторичного твердения и разупрочнения.
Увеличение длительности выдержек между циклами горячей пластической деформации и перед охлаждением приводит к развитию процессов рекристаллизации и росту аустенитного зерна, что в свою очередь снижает сопротивляемость быстрорежущей стали к разупрочнению.
Таким образом, в изученной области факторного пространства с параметрами горячей пластической деформации устойчиво коррелирует только теплостойкость. Для ее повышения рекомендуется нагрев под горячую пластическую деформацию производить до температур наиболее полного растворения карбидов, а междеформационные и последеформационные паузы сократить
Зависимость твердости от температуры отпуска характеризуется тем, что максимум твердости приходится на температуру отпуска в 500 º С, Данная температура является оптимальной для отпуска горячедеформированных порошковых быстрорежущих сталей.
После отпуска при 500 ºС происходит выделение большого количества дисперсных карбидов, размеры которых мало зависят от интенсивности деформации.
Таким образом, непосредственная закалка сталей после горячей пластической деформации с ускоренным охлаждением приводит к интенсивному росту зерна аустенита при аустенитизации. Для избежания этого целесообразно проведения промежуточного отпуска при 300…560 ºС, либо использование нагрева токами высокой частоты с многократными подогревами при прогреве заготовки.
Кроме этого следует отметить, что введение в технологический процесс предварительной термомеханической обработки порошковой быстрорежущей стали позволяет обеспечить получение более мелких карбидов и более однородную структуру, что обеспечивает повышение твердости, износостойкости и качества быстрорежущего инструмента.
к.т.н. Колягин Е.Ю.