Влияние молибдена и ванадия на свойства азотированного слоя порошковых безвольфрамовых быстрорежущих сталей

УДК 621.785.532

ВЛИЯНИЕ МОЛИБДЕНА И ВАНАДИЯ НА СВОЙСТВА АЗОТИРОВАННОГО СЛОЯ ПОРОШКОВЫХ БЕЗВОЛЬФРАМОВЫХ БЫСТРОРЕЖУЩИХ СТАЛЕЙ

О А.П. Гуляев, А.Г. Молчанов, В.В. Никитин

Guliayev А.Р., Molchanov A.G. & Nikitin V.V. The influence of molybdenum and vanadium on the properties of the ni-trided coating of powdery, tungsten-free, fast-cutting steels. The article studies the influence of molybdenum and vanadium on the most important properties of nitrided coating - hardness and heat stability. A molybdenum-content increase of more than 3 % leads to an increase in the hardness and heat stability of nitrided steels. A vanadium-content increase of more than 3 % raises the hardness and heat stability of nitrided coating. However, when the temperature is higher than 620° С this distinction is insignificant. The composition of slightly-alloyed, tungsten-free, powdery steel РОМ2ФР-МП is optimal and economically justified for nitriding. The cutting properties of this steel are 1.3 times as high as those of the most widespread cast, fast-cutting steel P6M5 in milling the steel 45 (HB 197 ... 207). Nitriding (duration: 1.5 hours, degree of dissociation: 25 - 35 %) results in a 2 - 2.5-time stability increase of steel РОМ2ФЗ-МП plates and a 1.5 - 1.8-time stability increase of steel P6M5 plates.

В современных условиях все возрастающего дефицита основных легирующих элементов (вольфрама, молибдена и др.) появилась потребность в замене высоколегированных быстрорежущих сталей менее легированными, в особенности, не содержащими вольфрам. Эта проблема успешно решается при использовании методов порошковой металлургии для изготовления низколегированных быстрорежущих сталей взамен стандартных сталей типа Р6М5 [1,2].

Главная отличительная особенность порошковых быстрорежущих сталей - хорошая шлифуемость и высокая износостойкость в сочетании с повышенной прочностью и ударной вязкостью. Подобный комплекс свойств порошковых быстрорежущих сталей обусловлен спецификой технологии их производств: расплавленный металл распыляется струей газа под высоким давлением в условиях мгновенного охлаждения. Для охлаждения стали, как правило, применяют азот, который дешевле аргона. Получаемый тонкий порошок отличается высоким качеством, отсутствием окисной пленки, поэтому в процессе последующего спекания и прессования изделий структура металла (в отличие от литых быстрорежущих сталей) однородна по составу и распределению карбидов. Карбиды более дисперсны (1-3 мкм), что обеспечивает повышенную шлифуемость даже при сложном легировании. Так, порошковые быстрорежущие стали могут содержать повышенное количество ванадия и при этом хорошо шлифоваться [2].

Наряду с совершенствованием методов легирования и производства быстрорежущих сталей, безусловно, перспективным является применение способов упрочнения поверхностных слоев инструмента. Химические соединения, обладая высокой твердостью и теплостойкостью, позволяют увеличить скорость резания. С этой целью широко внедряются методы химикотермической обработки, а также способы нанесения на режущую часть инструмента покрытий из нитридов (карбидов) титана, молибдена и других твердых соединений) [3]. Следует отметить, однако, при этом следующее, прочность сцепления покрытий с поверхностью инструмента меньше, чем диффузионных слоев

при химико-термической обработке, так как существующие способы нанесения покрытий не позволяют получить достаточно выраженную и удовлетворительную по толщине переходную зону и пригодны, в основном, для условий изнашивания без динамических нагрузок и значительных удельных усилий, прежде всего для волочильных колец, вытяжных штампов [4].

Более универсальными и пригодными для всех инструментальных сталей являются низкотемпературное азотирование, цианирование, так как температура этих процессов 510 - 560° С совпадает с температурой отпуска большинства инструментальных сталей.

В настоящей работе приведены результаты исследований влияния низкотемпературного азотирования (насыщение поверхности металла азотом в среде частичного диссоциированного аммиака) на свойства порошковых безвольфрамовых быстрорежущих сталей с различным содержанием Мо и V и сравнение их со свойствами наиболее распространенной литой быстрорежущей стали Р6М5.

Для получения порошковых быстрорежущих сталей была выбрана промышленная технология НПО "Тулачермет", состоящая из распыления порошка в азоте и компактирования методом горячей экструзии. Составы порошковых безвольфрамовых сталей для лабораторных исследований получали газодинамическим распылением жидкого металла на установке УРС-40-1.

Горячую экструзию проводили на горизонтальном прессе усилием 15 МН экспериментального завода ЦНИИЧермет.

После прессования заготовки подверглись отжигу в электропечах по режиму, обычно принятому для быстрорежущих сталей: нагрев до 860° С, выдержка 3 часа, охлаждение с печью до 720° С, выдержка 3 часа, охлаждение с печью до 550° С и дальнейшее охлаждение на воздухе. Закалку проводили в соляных ваннах при температурах 1180 - 1200° С для порошковых быстрорежущих сталей и 1225 - 1250° С для стандартной литой быстрорежущей стали Р6М5. Химический состав исследованных сталей приведен в таблице 1.

Таблица 1

№ плавки Содержание легирующих элементов, % по массе *

углерод хром молибден ванадий

Т- 1,1 3,9 2,9 3,0

2 1,2 3,5 3,8 2,5

3 1,4 3,8 4,6 2,6

4 1,4 3,2 5,7 2,6

5 1,3 3,2 2,9 3,6

6 1,4 3,3 2,9 4,6

Примечание: * - химический состав плавки №1 соответствовал химическому составу порошковой безвольфрамовой быстрорежущей стали РОМ2ФЗ-МП [2].

Остальное железо. Прочих элементов в сталях: никеля, кремния менее 0,3 %; марганца менее 0,5 %; серы, фосфора, кислорода менее 0,02 %; азота менее 0,03 %.

Сравнение режущих свойств производилось со стандартной быстрорежущей сталью Р6М5 следующего химического состава: 0,8 % С; 3,9 % Сг, 5,0 % Мо; 1,8 % V; 6,5 % V/, остальное - железо.

Металлографический анализ проводился на микроскопе МИМ-8. Измерение микротвердости - на микротвердомере ПМТ-3. Теплостойкость (красностойкость) устанавливалась измерениями твердости охлажденных образцов после четырехчасового нагрева при 560 - 700° С с интервалом 20° С. "Горячая" твердость, то есть твердость сталей при нагреве, измерялась в специально разработанной и изготовленной установке, конструкция которой и методика эксперимента подробно описана в работе [5]. Рентгеновский фазовый анализ проводили на рентгеновском дифрактометре ДЮН-0,5 в Реа-изл учении.

Азотирование осуществлялось в среде частично диссоциированного аммиака (степень диссоциации -25 - 35 %) при температуре 510 - 530° С в течение

1,5 часов. Такая продолжительность процесса обеспечивала получение на сталях диффузионных слоев толщиной 0,04 - 0,07 мм, позволяющих исследовать наиболее важные для работоспособности инструмента свойства: твердость, теплостойкость, горячую твердость.

На рисунке 1 показано влияние молибдена и ванадия на толщину азотированного слоя. Увеличение содержания молибдена с 2 до 5 % резко уменьшает толщину азотированного слоя. Дальнейшее увеличение содержания молибдена практического влияния на толщину азотированного слоя не оказывает.

Содержание легирующего элемента, вес %

Рис. 1. Влияние Мо и V на толщину азотированного слоя порошковых быстрорежущих сталей. Режим азотирования Т = 520° С, степень диссоциации а = 30 %, продолжительность 1,5 часа.

В)

Рис. 2. Структура сталей после закалки от 1200° С: а - сталь с 2,6 % Мо + 2,6 % V; б - 4,6 % Мо + 2,6 % V; в - 5,7 % Мо + 2,6 % V: (х500).

Содержание легирующего элемента, вес %

Рис. 3. Влияние Мо и V на поверхностную микротвердость азотированных порошковых быстрорежущих сталей.

Известно, что важный фактор, определяющий свойства быстрорежущих сталей, - размер аустенитно-го зерна. На рисунке 2 показано влияние содержания молибдена на размер аустенитного зерна. Видно, что значительный рост аустенитного зерна наблюдается при повышении содержания молибдена более 3 %. Особенно склонна к росту зерна сталь с 5,7 % Мо (плавка № 4, рис. 2в). После закалки от 1180 - 1200° С она уже имеет зерно № 9. Наименьшим размером зерна № 11 обладает сталь с 2,6 % Мо - РОМ2ФЗ-МП (рис. 2а).

Границы зерен являются участками, в которых диффузионные процессы облегчены ввиду наличия в этих местах дефектов кристаллического строения. Увеличение содержания молибдена сопровождается увеличением размера аустенитного зерна, а следовательно, уменьшением протяженности границ и коэффициента диффузии азота вглубь металла.

Ванадий в большей степени, чем молибден, уменьшает толщину азотированного слоя. Подтверждается вывод о том, что чем больше устойчив нитрид, образуемый легирующим элементом, тем меньше глубина азотированного слоя и выше его твердость [6].

Влияние молибдена и ванадия на микротвердость поверхностного слоя азотированных порошковых сталей показано на рисунке 3.

На рисунке 4 (а и б) показано соответственно влияние Мо и V на красностойкость азотированного слоя порошковых быстрорежущих сталей. Анализ кривых показывает, что независимо от содержания молибдена и ванадия в порошковых безвольфрамовых сталях характер снижения твердости в зависимости от температур одинаков и по теплостойкости (после стандартной термообработки) эти стали практически не различаются. Теплостойкость исследованных сталей соответствует теплостойкости стали Р6М5 и составляет 620 - 630° С (НЯСЭ = 58).

Однако после азотирования проявляются различия в красностойкости сталей, протем красностойкость азотированного слоя стали с 2,75 % Мо выше во всем интервале испытания. Как показал рентгеновский фазовый анализ карбидно-нитридного осадка, при увеличении содержания молибдена более 3 % в азотированном слое преобладают тггриды (карбонитриды) на основе молибдена типа Ме2(ЫС), а, как известно, они имеют невысокую микротвердость и разлагаются при температуре более 600° С [3].

С увеличением содержания ванадия красностойкость возрастает и она выше, чем у сталей с повышен-

ным содержания Мо (рис. 46). Образующиеся в этих сталях карбонитриды имеют высокую микротвердость (15200 МПа) и температуру плавления 2360° С. Однако при температуре выше 620° С различие в твердости азотированных сталей с разным содержанием ванадия незначительно.

Результаты измерений горячей твердости стали РОМ2ФЗ-МП (наименее легированная, табл. 1) и стандартной литой быстрорежущей стали Р6М5 представлены на рисунке 5.

После стандартной термообработки (закалка + 3-х кратный отпуск) сталь РОМ2ФЗ-МП, имеющая более мелкодисперсные карбиды, имеет более высокую горячую твердость до температуры 580 - 600° С, по сравнению со сталью Р6М5. Очевидно, мелкодисперсные и равномерно распределенные карбиды в большей мере сдерживают снижение горячей твердости (рис. 4а). Область нагрева выше 600° С для закаленных и отпущенных сталей характерна более резким снижением горячей твердости для стали РОМ2ФЗ-МП и меньшим для стали Р6М5. Снижение твердости при высоких температурах (более 600° С) вызывается развитием необратимых процессов, которые изменяют структуру стали - распад мартенсита и коагуляция дисперсных фаз-упрочнителей, выделившихся при предшествующем отпуске. Сталь Р6М5, имеющая более легированный твердый раствор и первичные карбиды, выделяющиеся при кристаллизации расплава, обладает более высокой горячей твердостью при температурах выше 580 - 600° С. Однако это различие незначительно (0,5 ШС,), что позволяет считать горячую твердость сталей Р6М5 и РОМ2ФЗ-МГ1 практически одинаковой.

Температура, Г° С

а)

Температура, Г° С б)

Рис. 4. Влияние Мо и V на красностойкость порошковых быстрорежущих сталей.

Температура, Г° С

Рис. 5. Горячая твердость сталей Р6М5 и РОМ2ФЗ-МП.

Азотированный слой стали РОМ2ФЗ-МП не уступает азотированной стали Р6М5 по горячей твердости и при высоких температурах, что связано с более сильным сдерживающим влиянием на процесс разупрочнения при нагреве карбонитридов Ме(ЫС), которые составляют основную часть карбонитридов в стали РОМ2ФЗ-МП.

Режущие свойства стали РОМ2ФЗ-МП определяли на пластинах при встречном фрезеровании стали 45 (НВ 197 ... 207) на фрезерном станке модели 6Н13. В качестве режущего инструмента использовали однозубую фрезу диаметром 50 мм. С целью исключения влшошя изменения обрабатываемости заготовок в процессе испытания чередовали пластины из порошковой стали с пластинами из стали Р6М5 (эталонной стали). За критерий потери режущих свойств пластины принимали интенсивность изнашивания по задней грани /|зг = 0,5. Скорость резания 74 м/мин, подача на зуб

0,078 мм, ширина фрезерования 20 мм и глубина 2 мм. Было установлено, что стойкость пластин стали РОМ2ФЗ-МП в 1,3 раза выше стойкости пластин из стали Р6М5. Кратковременное азотирование в среде частичного диссоциированного аммиака (а = 30 %, Т = 520° С, продолжительность 1,5 ч) позволило увели-

чить стойкость пластин из стали РОМ2ФЗ-МП в 2 -

2,5 раза, а пластин из стали Р6М5 в 1,5 - 1,8 раза.

ВЫВОДЫ

1. Увеличение содержания молибдена более 3 % не приводит к улучшению характеристик азотированного слоя порошковых безвольфрамовых сталей: поверхностная микротвердость и красностойкость сталей с увеличением содержания молибдена уменьшаются.

2. Увеличение содержания ванадия более 3 % повышает поверхностную микротвердость и красностойкость азотированного слоя, однако при температурах выше 620° С различие в этих свойствах незначительно.

3. Оптимальным и экономически оправданным доя азотирования является состав малолегированной без-вольфрамовой быстрорежущей стали с содержанием молибдена и ванадия около 3 % каждого, что соответствует составу РОМ2ФЗ-МП.

4. Использование порошковой безвольфрамовой быстрорежущей стали РОМ2ФЗ-МП позволит экономить 60 кг вольфрама и 20 кг молибдена на

1 т изготовленного инструмента. Дополнительным способом упрочения порошковых сталей может служить азотирование, позволяющее увеличить стойкость инструмента в 2 - 2,5 раза.

ЛИТЕРАТУРА

1 Попандопуло А.Н., Титенская Г.Э. Перспектива развития молибденовых порошковых быстрорежущих сталей. М.: Сталь, 1982. № 5 С. 83-84

2. Гуляев А. П., Сергиенко Л.П., Толкачева Е.П. Структура и свойства порошковой безвольфрамовой быстрорежущей стали РОМ2ФЗ-МП // МиТОМ. 1985. № 5. С. 37-43.

3. Лахтин Ю.Н. Коган Я.Д. Азотирование стали. М : Машиностроение. 1976. 254 с.

4. Геллер Ю.А. Инструментальные стали. 4-е изд. М.: Металлургия,

1975. 584 с.

5 Никитин В.В., Коновальцев В.И., Попов В.Ф. Установка для измерения твердости в процессе азотирования // Заводская лаборатория 1981. №4. Т. 47. С. 84-86.

6 Афонский И.Ф., Смирнов А.В., Вер О.И. Теория и практика азотирования стали. М.: Госмашметиздат, 1933. 166 с., ил.

В редакцию поступила 18 ноября 1998 г.