Исследование и разработка порошковых материалов для режущего инструмента

Цель работы: изучить влияние бора на стойкость инструментальной сталей к износу.
Задача: легирование бора сталей на стойкость к износу.
Достоинства порошковых быстрорежущих сталей
Известные преимущество порошковых быстрорежущих сталей – повышенная технологическая пластичность при горячей обработке давлением, лучшая шлифуемость и отсутствие карбидной ликвации – открывают путь для разработки сталей с высоким содержанием углерода ~ 2-3 %, которые нельзя изготовить по обычной технологии. Высокоуглеродистые стали при одновременном увеличении концентрации других легирующих элементов отличаются повышенным содержанием карбидов и имеют более высокую твердость.
Для увеличения твердости сталей целесообразно использовать бор в качестве легирующего элемента. Бор практически не растворяется в железе, а с переходными металлами – вольфрамом, молибденом, хромом, ванадием и др. – образует бориды, которые по твердости превосходят соответствующие карбиды металлов. При легировании бором значительно снижается технологическая пластичность слитков быстрорежущих сталей и затруднения с горячим деформированием лито металла ограничили промышленное применение таких сталей. Успешное получение порошковых заготовок из малопластичных высокоуглеродистых сталей дает основания рассчитывать на успешную переработку порошков сталей, легированных бором и переходными тугоплавкими металлами (молибденом, хромом, ванадием). Легирование вольфрамом или обоими металлами – вольфрамом и молибденом – обеспечивает теплостойкость сталей. В безвольфрамовых быстрорежущих сталях для получения необходимой теплостойкости требуется сохранить определенное содержание молибдена.
Экспериментальные исследования
Для определения рационального соотношения между легирующими элементами в безвольфрамовой быстрорежущей стали, содержащей бор, требовалось изучить разупрочнение при нагреве ряда сплавов разного химического состава в состоянии, приближенном к условиям производства распыленных порошков быстрорежущих сталей. Большие скорости охлаждения капель при распылении обеспечивают особую структуру в частицах распыленных порошков сталей отличающуюся исключительно малыми размерами карбидов, пересыщением аустенита легирующими элементами и весьма мелким зерном. Ряд особенностей структуры распыленных порошков наследуется в структуре порошковых сталей (мелкозернистость, отсутствие карбидной ликвации), обеспечивая тем самым их более высокое качество по сравнению со сталями обычного предела. Исследования проводились на тройных сплавах железо-молибден-бор с содержанием молибдена от 3 до 32% и бор от 0,8 до 4,3%, а также на сплавах сложного состава с добавлением хрома
(4,6-9,6%), ванадия (4,4-9,6%), углерода (1,1-2%). Использовалась так же оытная безвольфрамовая быстрорежущая сталь М6Ф5 с добавление 2,5% бора. Сплавы выплавлялись из элементов чистотой 99,90-99,99% в дуговой печи с нерасходуемым вольфрамовым электродом на медном водоохлождаемом поду в защитной нейтральной среде. Использование закалки из жидкого состояния обеспечивало получение метастабильной структуры, аналогичной структуре распыленных порошков

. Закалка расплавов осуществлялась в специальной установке в институте металлургии АН СССР им. А.А. Байкова. Образцы сплавов нагревались и плавились во взвешенном состоянии в высокочастотном магнитом поле, а затем через кварцевое сопло выдавались на поверхность быстро вращающегося медного барабана. Окружная скорость на закалочной поверхности была равна 30-45 м/c. В зависимости от химического состава сплава и условий охлаждения получались ленты толщиной до 80 мкм и шириной 0,5-3мм или чешуйчатые порошки такой же толщины с размерами 3-4 мм на 0,5-2 мм.
Закаленные сплавы отжигали по режиму 900 град/5ч + 750 град/4ч или подвергали циклическому отпуску при температурах 550 и 650 град. По режиму нагрев со скоростью 50 град/мин до температуры отпуска, выдержка 1ч, охлаждения со скоростью 40-50 град/мин, затем повторный цикл и т.д. Отжиг и отпуск проводился в вакууме 0,1-0,01 Па в кварцевых ампулах. Исследование сплавы в литом состоянии имели сходный фазовый состав и содержали α-Fe и бориды Fe2B и Mo2Fe2B а так же карбидную или карбоборидную фазу, если в сплавах имелся углерод. Литые сплавы были хрупкими из-за высокого содержания крупных частиц боридов или боридных эвтектик.
Закаленные сплавы имели микрокристаллическую, аморфно-кристаллическую и аморфную структуру в зависимости от содержания бора и легирующих элементов (рис. 1). Сплав с 1,8% бора и 17% молибдена после быстрой закалки стал аморфным с небольшим содержанием боридов; сплав с 9,6% Cr получил микрокристаллическую структуру. Фазовый состав микрокристаллических сплавов был таким же, как литых сплавов. Все закаленные сплавы имели высокую твердость (7-12 ГПа), превышавшую твердость обычных быстрорежущих сталей после закалки. При испытаниях на растяжение величина удлинения достигла 1-2; 5%. В процессе циклического отпуска быстрозакаленные сплавы разупрочнялись медленно, независимо от исходной структуры. Как правило, наблюдалось увеличение твердости после 1-3 циклов отпуск из-за процессов старения пересыщенных твердых растворов или кристаллизации аморфных сплавов, а затем твердость понижалась медленно и оставались высокой после 5-10 циклов отпуска (рис.2). Во время циклического отпуска аморфная структура заменялась высокодисперсными смесями α-Fe, Fe3B и других боридов вследствие кристаллизации (рис. 1). Сходная структура получалась также после отжига (рис. 3), и поэтому твердость отожженных сплавах не достигла величины 3 ГПа. В стали М6Ф5 с 2,5% бора после отжига она была равна 3-6 ГПа, аналогично в сплаве железа с 1,8% бора и 32% молибдена твердость после отжига также осталась повышенной – 3-6 ГПа.
Таким образом, легирование бором обеспечивает медленное разупрочнение при нагреве из-за сохранения высокодисперсных боридов.

Визуальные результаты эксперимента
Микроструктура опытных сплавов на основы железа с бором и углеводом
а)
б)
в)
г)
Рис. 1
а – Fe -1,8B -32Mo после быстрой закалки;
б – то же после отжига 900 град, 3ч + 750 град, 4ч;
в – Fe – 8,8; Mo – 0,4; B – 1,1; C – 9,6 Cr после быстрой закалки;
г – то же после 20 циклов отпуска при 650 град, 1ч.
Зависимость твердости быстрозакаленных сплавов
Fe – 0,8; Mo – 0,4; B – 1,1; C – Me от числа циклов отпуска
а – при температуре 650 град;
б – при температуре 550град;
1 – без дополнительного легирования;
2 – c 4,7 V;
3 – c 4,8 Cr
4 – c 9,4 V
5 – c 9,6 Cr.
Рис