Структура и свойства быстрорежущей стали с алюминием в литом состоянии

ИЗВЕСТИЯ

ТОМСКОГО ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ ПОЛИТЕХНИЧЕСКОГО

ИНСТИТУТА имени С. М. КИРОВА

1965

Том 139

СТРУКТУРА И СВОЙСТВА БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ С АЛЮМИНИЕМ В ЛИТОМ состоянии

Г. В. БЫЧКОВ, В. Г. ГУЛЬТЯЕВ, В. И. КАРАСЕВ

Имеющиеся литературные данные [1, 2, 3] указывают на широкие возможности повышения качества литого инструмента из быстрорежущей стали путем ее дополнительного легирования и изменения химического состава.

Известно о применении алюминия в качестве частичного заменителя вольфрама в инструментальных катаных сталях, а также о повышении эксплуатационных свойств малолегированных быстрорежущих сталей при добавке алюминия [4].

Подробных исследований о влиянии алюминия на свойства литых быстрорежущих сталей не проводилось.

Целью настоящей работы являлось изучение влияния алюминия от 0,1 до 3,0% на структуру и свойства литой быстрорежущей стали типа Р9 с различным содержанием углерода (1,1 —1,3%). Химический состав сталей приведен в табл. 1.

Сталь плавили на высокочастотной установке А3-43 в кислом тигле. Разливка производилась в металлическую форму (кокиль) на центробежной машине. Температура заливки 1460—1480°. Конструкция кокиля позволяла отливать восемь образцов размером 11 X П X 120 мм. Вес отливки 1,8 кг.

Метод литья в металлические формы центробежным способом совмещает в себе большую скорость охлаждения отливки с повышенными давлениями в процессе кристаллизации, что позволяет получать литой инструмент хорошего качества с высокими механическими свойствами.

Преимущества этого способа литья заключаются также в сокращении технологического цикла, так как инструмент получает закалку в процессе охлаждения в форме.

В процессе исследований изучалась микроструктура сталей, твердость, электрические и магнитные свойства.

Электрические и магнитные свойства — прежде всего коэрцитивная сила — являются структурно чувствительными свойствами. Составляющие сталь фазы обладают магнитным взаимодействием, которое сложным образом зависит от их количественного соотношения и взаимного распределения, т. е. от конкретной структуры стали.

Поэтому изучение электрических и магнитных характеристик стали при введении различных количеств легирующего элемента, параллельно

с изучением структуры, твердости и других свойств, позволяет более полно выяснить его влияние и может быть использовано при разработке методов неразрушающего контроля качества отливаемых инструментов.

Таблица 1

Обозначение плавок Химический состав, в %

С Сг V А1

01 1,10 9,36 4,03 2,25 0,11

02 1,05 9,39 4,07 2,19 0,23

03 1,И 9,35 4,07 2,60 0,35

04 1,07 9,02 3,89 2,05 0,67

05 1,11 9,39 3,89 2,59 1,05

06 1,05 9,22 4,07 2,00 1,55

07 1,13 9,55 3,98 2,34 1,98

08 1,08 9,23 4,02 2,27 сл.

10 1,29 9,50 3,90 2,24 сл.

11 1,32 9,37 4,02 2,36 0,12

12 1,28 9,23 4,06 2,40 0,21

13 1,31 9,31 3,98 2,47 0,42

14 1,29 9,33 4,03 2,26 0,98

15 1,32 9,21 3,89 2,31 1,41

16 1,28 9,07 4,07 2,44 1,87

17 1,31 9,35 4,05 2,51 3,02

Для измерения электросопротивления образцов исследуемых сталей  применялся метод двойного моста. В схему комбинированного моста типа МТВ-2 включался испытуемый образец, который перед этим тщательно шлифовался. Высокая степень надежности контакта образца • с токоподводящими клеммами позволяла снизить до минимума потери в схеме и избежать нагрева образца во время исследования.

Для магнитных испытаний изготовлялись образцы размером ЮХЮХ60 мм. Образцы, подвергавшиеся испытаниям, по своим магнитным характеристикам занимают промежуточное положение между магнитно-твердыми и магнитно-мягкими материалами с большим тяготением к группе магнитно-твердых материалов (см. результаты испытаний, рис. 4, 5).

Магнитные характеристики образцов исследуемых сталей определялись на установке типа У-541 завода «Точэлектроприбор» для испытания магнитно-твердых материалов с коэрцитивной силой до 1500 эрст в постоянном магнитном поле баллистическим методом. Полученные при испытаниях данные подтверждают правильность выбранного метода исследований.

Микроструктура сталей плавок 01-08 состоит из мартенсита, остаточного аустенита и сетки карбидной эвтектики очень тонкого строения. С увеличением в стали содержания алюминия количество остаточного аустенита несколько уменьшается, а количество мартенсита увеличивается, что подтверждается показаниями аустенометра. Твердость сталей повышается, но не значительно, от 62 до 63 КС.

Как видно из рис. 1 твердость стали с 2,0% снижается, а показания .аустенометра увеличиваются. При этом не наблюдается заметных изменений в микроструктуре сталей плавок 06 и 07.

Можно предположить, что некоторое падение твердости стали плавки 07 происходит вследствие сужения и выклинивания алюминием гамма-области. Возрастание показаний аустенометра объясняется тогда увеличением количества ферромагнитной составляющей.

На рис. 2 представлена микроструктура сталей с 1,3% углерода и различным содержанием алюминия (плавки 10—17), а на рис. 3—зависимость твердости и количества остаточного аустенита от содержания алюминия в этих сталях.

У сталей плавок 10—14 микроструктура состоит из мартенсита, остаточного аустенита и ледебуритной эвтектики, которая закристаллизовалась в последнюю очередь из жидкого раствора, обогащенного углеродом и легирующими элементами. С увеличением в стали содержания алюминия количество мартенсита возрастает, а остаточного аустенита уменьшается, что подтверждается увеличением твердости стали (рис. 3).

КО

Рис. 1.

ял /0 /гл /2 /4

Ж /б

ЯЛ Г?

х 440

Рис. 2.

В структуре плавок 10 и 11 наблюдается крупноигольчатый мартенсит. Такая структура в кованых быстрорежущих сталях появляется одновременно с укрупнением зерна после закалки с высоких температур. Крупноигольчатый мартенсит в структуре литых сталей не может вызвать резкого снижения механических свойств, так как при отливке

в кокиль сталь имеет мелкозернистое строение. Большое количество остаточного аустенита определяет пониженную твердость этих сталей, которая составляет 55—56 КС.

При дальнейшем повышении содержания алюминия в стали (плавки 12—14) количество остаточного аустенита также уменьшается, а количество мартенсита увеличивается. Твердость сталей этих плавок продолжает возрастать и достигает'60 ед. (плавки 14).

Отмеченные изменения структуры сталей плавок 10—14 совместно с возрастанием твердости свидетельствуют о влиянии добавки алюминия на повышение температуры мартенситного превращения исследованных сталей.

Микроструктура сталей плавок 15—17 значительно отличается от сталей плавок 10—14. Увеличение содержания алюминия: в плавках 15—17 до 3,0% вызывает появление вместо мартенсита новой структурной составляющей, которая отличается от него своей природой, но также сильно травится. Эта составляющая имеет троостито-образное строение и располагается в центральной части зерен.

Участки новой темной составляющей имеют округлую форму, занимают большую площадь зерен и разделены ледебуритом. Причем, с увеличением содержания алюминия (плавка 17) границы этой составляющей становятся более размытыми. Темные центральные части окружены каймой серого цвета, отделяющей их от светлого ледебурита.

Твердость образцов плавок 15-17 резко снижается до 46 ИС, что совместно с большой площадью, занимаемой темной составляющей, подтверждает ее троостито-образную природу. Это подтверждается и данными магнитного анализа — показания аустенометра возрастают, указывая также на увеличение количества ферромагнитной составляющей.

Если восходящий участок кривой твердости исследованных сталей (рис. 1, 3) можно объяснить уменьшением в сталях количества остаточного аустенита, то для объяснения резкого падения твердости сталей плавок 07, 16 и особенно 17 требуются дальнейшие исследования. Объяснение этого явления сужением и выклиниванием алюминием гамма-области нельзя считать единственно правильным, так как тогда темные участки структуры должны быть дельта-эвтектоидом, образовавшимся из дельта-феррита, и иметь четкие границы между темной составляющей и аустенитом — двумя различными фазами.

Результаты микроструктурного анализа и изучения твердости сталей исследуемых плавок подтверждаются данными определения физических свойств плавок 01-08, представленными на рис. 4, и плавок 10-17 — на рис. 5.

Удельное электросопротивление образцов всех сталей повышается с увеличением содержания алюминия.

Распад аустенита и образование мартенсита вызывает внутренние напряжения и искажение решетки, в результате чего электросопротивление возрастает.

Увеличение электросопротивления сталей плавок 07 и 15-17 объясняется изменением структуры этих сталей: образованием троостито-об-разной составляющей разной дисперсности, окруженной ледебуритом. 288

л

50 58

46

с ^^' о г 0 //»С

а

* гА • 1

/ / г » о . < |„ Г

о

X

26 £

V

/8 \

/4 % го §

I

45 10 /.5 2,0 2,$

¿0

Рис. 3.

к

30

-I

95

90

\?

!! § * 85

$ ^ 80

Неодинаковая травимость этой составляющей указывает на неоднородность структуры в пределах одного зерна и различное искажение решетки по границам зерен. Вследствие этого рассеяние электронов увеличивается, а проводимость падает.

Кривые изменения величи- ^ ны индукции насыщения, максимальной магнитной проницаемости и коэрцитивной силы образцов сталей в зависимости от содержания углерода и алюминия представлены на рис. 4, 5.

При рассмотрении этих кривых и кривых твердости сталей (рис. 1, 3) следует отметить параллелизм в изменении твердости и коэрцитивной силы. В литературе имеются указания на возможность подобного совпадения [5].

Возрастание коэрцитив- ^ е о 0.5 /.о /5 2,0 ной силы обусловлено высокой магнитной анизотропией и значительными неоднородными напряжениями при образовании мартенсита. Это наблюдается до появления в структуре сталей новой троостито-образной составляющей — менее жесткой в магнитном отношении, чем мартенсит.

р '

/ ' / У / у

/ /

^ / ^ »

У У У

у

0,5 О /5 Лал-До алюминия,

Рис. 4.

^ ч

/оо % Л-90

80 ^ 3

20000 ч 19000 ^

18000 £ 4

17000 % 1

^ АО £ ^

II

и

^ Ч*

II

^ ч

100 95 90 85 80 75

¿Г \ —•

б/тг.у*

У ¿г

/ / \

1

Г^у У

/ У У

•

К Л у У

к

г

/'8000 //ООО /6000 /5000 /4ооо /3000

22 20

18 16 14 <2

0,5 /,0 /,5 2.0 2.5 3.0 Аол-бо <?У7/ОЛи///У/7, %

Рис. 5.

Выводы

Проведенные исследования показали, что структура быстрорежущей стали типа Р9, отлитой в кокиль при содержании алюминия до 1,5%, состоит из мартенсита, остаточного аустенита и сетки карбидной эвтектики. При содержании алюминия свыше 1,5% вместо мартенсита появляется новая структурная составляющая троостито-образного

19. Заказ 3076.

289

строения, участки которой занимают большую площадь зерен и разделены ледебуритом.

Температура мартенситного превращения под влиянием алюминия повышается и количество остаточного аустенита в структуре закаленной стали уменьшается.

Твердость стали до появления в структуре троостито-образной составляющей увеличивается, а затем резко снижается.

С увеличением содержания алюминия до 3,0% удельное электросопротивление стали возрастает.

Изменение величины коэрцитивной силы при увеличении в стали содержания алюминия соответствует характеру изменения твердости образцов сталей всех плавок.

Изучение электрических и магнитных характеристик, параллельно с изучением структуры и других свойств сталей, может быть использовано при разработке методов неразрушающего контроля качества отливаемых режущих инструментов.

ЛИТЕРАТУРА

1.A. Т. П е н с к и й и 3. Л. Р а з у в а е в а. Литой инструмент, не требующий термической обработки. Машгиз, 1946.

2. Т. А. Лебедев и И. А. Р е в и с. Структура и свойства литого инструмента из быстрорежущей стали. Машгиз, 1949.

3. И. С. К в а т е р. Литые быстрорежущие стали. Машгиз, 1952.

4. С. Л. Кейз и К. Р. Ван Горн. Алюминий в чугуне и стали, Металлургиз-дат, 1959.

о. Б. Г. Лившиц. Физические свойства металлов и сплавов. Машгиз, 1959.