повышение производительности обработки при
реклама
ФГБОУ ВПО Московский государственный технологический университет «СТАНКИН» На правах рукописи КАШИРЦЕВ ВАЛЕНТИН ВАЛЕНТИНОВИЧ ПОВЫШЕНИЕ ПРОИЗВОДИТЕЛЬНОСТИ ОБРАБОТКИ ПРИ ТОЧЕНИИ ИЗДЕЛИЙ ИЗ ЖАРОПРОЧНОГО СПЛАВА НА ОСНОВЕ ХРОМА ПУТЕМ ПРИМЕНЕНИЯ ИНСТРУМЕНТА ИЗ ТВЕРДОГО СПЛАВА ВЫСОКОЙ ТЕПЛОСТОЙКОСТИ Специальность 05.02.07 — Технология и оборудование механической и физикотехнической обработки ДИССЕРТАЦИЯ на соискание ученой степени кандидата технических наук Научный руководитель кандидат технических наук, доцент А.М. Адаскин МОСКВА 2014 2 Оглавление ВВЕДЕНИЕ .................................................................................................................... 5 1 АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР. ОСОБЕННОСТИ ОБРАБОТКИ РЕЗАНИЕМ ЖАРОПРОЧНЫХ МАТЕРИАЛОВ. ЦЕЛИ И ЗАДАЧИ ИССЛЕДОВАНИЯ....... 11 1.1 Анализ методов определения обрабатываемости сталей и сплавов при точении. Критерий износа сменных многогранных пластин (СМП) ................ 11 1.2 Жаропрочные металлы и сплавы. Анализ эксплуатационных свойств .... 16 1.3 Анализ влияния физико-механических свойств жаропрочных металлов и сплавов на обрабатываемость при точении .......................................................... 28 1.4 Инструментальные материалы сменных многогранных пластин (СМП) для обработки жаропрочных материалов .................................................................... 37 1.5 Анализ данных литературного обзора. Задачи исследования ................... 41 Выводы по главе 1 ................................................................................................... 43 2 МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ ПРОЦЕССА РЕЗАНИЯ ПРИ ТОЧЕНИИ, СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ СПЛАВА Х65НВФТ .................................................. 44 2.1 Исследуемые жаропрочные сплавы на основе хрома (Х65НВФТ) и никеля (ХН77ТЮР). Состав, технология производства .................................................. 44 2.2 Исследование структуры и определение механических свойств – факторов, определяющих обрабатываемость резанием при точении ................................. 47 2.3 Определения склонности сплавов к наклепу ............................................... 53 2.4 Осаждения покрытий на СМП из твёрдых сплавов КНТ16, ВК10-ХОМ, ВРК15 ....................................................................................................................... 54 2.5 Исследования обрабатываемости резанием жаропрочных сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР при точении резцами, оснащенными СМП ................ 55 2.6 Математическая обработка результатов исследований определения механических свойств и стойкостных испытаний............................................... 59 Выводы по главе 2. .................................................................................................. 63 3 3 ИССЛЕДОВАНИЯ ВЛИЯНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ СПЛАВА Х65НВФТ НА ПАРАМЕТРЫ ПРОЦЕССА РЕЗАНИЯ .......................................... 64 3.1 Исследование структуры сплава в состоянии поставки ............................. 64 3.2 Механические свойства сплава в состоянии поставки ............................... 68 3.3 Характер разрушения сплава Х65НВФТ ..................................................... 72 3.4 Фазовые превращения при термической обработке сплава Х65НВФТ.... 79 3.5 Разработка режима отжига, обеспечивающего повышение производительности при обработке деталей из сплава Х65НВФТ ................... 87 Выводы по главе 3 ................................................................................................... 92 4 ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССА РЕЗАНИЯ ЖАРОПРОЧНОГО СПЛАВА НА ОСНОВЕ ХРОМА ................................................................................................ 93 4.1 Сравнительный анализ структуры и свойств сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР, определяющих их обрабатываемость при точении ........................ 94 4.2 Кинетика изнашивания инструмента при точении жаропрочных сплавов резцами, оснащенными СМП............................................................................... 103 4.3 Влияние модуля упругости на составляющие силы резания ................... 107 4.4 Шероховатость обработанной поверхности деталей из сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР при точении ..................................................................................... 116 4.5 Исследование стружкообразования при точении сплавов на основе хрома и никеля в зависимости от скорости резания ..................................................... 116 4.6 Выбор инструментального материала СМП для точения сплава Х65НВФТ ............................................................................................................... 122 4.7 Разработка состава твердого сплава высокой теплостойкости для СМП, предназначенных для точения жаропрочного сплава Х65НВФТ .................... 127 4.8 Лабораторные и промышленные испытания резцов, оснащенных СМП из сплава ВР7К6 ......................................................................................................... 138 Выводы по главе 4 ................................................................................................. 140 4 ЗАКЛЮЧЕНИЕ ......................................................................................................... 141 СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ......................................................................................... 144 ПРИЛОЖЕНИЕ А Решение о выдаче патента на изобретение № 2013103889/02(005624) ............................................................................................. 153 ПРИЛОЖЕНИЕ Б Акт о внесении изменений термической обработки прутков на ОАО «Композит» ...................................................................................................... 156 ПРИЛОЖЕНИЕ В Извещение об изменении ТУ 185-540-56897835-2012 ........ 157 ПРИЛОЖЕНИЕ Г Решение о выдаче патента на изобретение № 2012153429/02(084993) ............................................................................................. 161 ПРИЛОЖЕНИЕ Д Акт об изготовлении и определении структуры и свойств сплава ВР7К6 ............................................................................................................. 164 ПРИЛОЖЕНИЕ Е Акт о проведении испытаний по оценке работоспособности инструмента из сплава ВР7К6 ................................................................................. 165 5 ВВЕДЕНИЕ Условия эксплуатации машин, агрегатов, установок в ряде промышленных отраслей, определяющих уровень технического развития страны, характеризуются повышенными или высокими температурами. Это энергетика, транспорт, нефтехимическое производство, авиация, ракетостроение и космическая промышленность. При высоких температурах работают детали котлов, газовых турбин, реактивных двигателей, ракет, атомных реакторов и др. Их эксплуатация невозможна без применения специальных материалов, сохраняющих необходимую прочность при нагреве – жаропрочных. Требования к жаропрочности, т.е. сопротивлению металла ползучести и разрушению при высоких температурах, могут быть различными, они определяются условиями эксплуатации. В качестве жаропрочных материалов в промышленности используют различные стали и сплавы – в зависимости от температуры эксплуатации, определяющей необходимый уровень жаропрочности. По мере повышения жаропрочности, с указанием предельной температуры эксплуатации, можно выстроить следующий ряд: - алюминиевые сплавы - 350 °C; - титановые сплавы - 600...650 °C; - низколегированные стали - 550...620 °C; - высоколегированные стали - до 750 °C; - сплавы на никелевой основе и железоникелевые - до 900...950 °C; - тугоплавкие металлы и сплавы на их основе - до 1200...1300 °C. Одной из важнейших технических задач является разработка «критических технологий», определяемых Указом Президента РФ от 7 июля 2011 г. № 899 «Об утверждении приоритетных направлений развития науки, технологий и техники в Российской Федерации и перечня критических технологий Российской Федерации». В перечень критических технологий входит п. 24: «Технологии создания 6 ракетно-космической и транспортной техники нового поколения». Очевидно, что работоспособность тяжелонагруженных деталей ракетнокосмической техники, работающих при температурах свыше 1000 °C, может быть обеспечена только сплавами на основе тугоплавких металлов, обладающих весьма высокой жаропрочностью. К тугоплавким относят металлы, температура плавления которых превышает 1700...2000 °C. Это элементы VA и VIA подгрупп Периодической системы элементов Д.А. Менделеева, соответственно - V, Nb, Ta, Cr, W, Mo. Наряду с жаропрочностью материалы, обеспечивающие реализацию критических технологий в области ракетно-космической отрасли, должны обладать высоким уровнем жаростойкости – сопротивлением газовой коррозии при высоких температурах. Это качество необходимо, также для материалов, используемых в нефтеперерабатывающей технике, деталей двигателей внутреннего сгорания. Таким образом, эксплуатационные свойства материала для работы при высоких температурах в агрессивных газовых средах - жаропрочность и жаростойкость. Тугоплавкие металлы и сплавы на их основе имеют весьма низкую обрабатываемость резанием. Они сохраняют высокие значения прочности не только до рабочих, но и до технологических температур. Цель настоящей работы - повышение производительности и улучшение качества, важным показателем которого является шероховатость поверхности, при обработке заготовок из труднообрабатываемого жаропрочного сплава на основе хрома. Актуальность темы исследования обоснована тем, что при уникальности сплавов на основе хрома, обладающих одновременно и жаропрочностью, и жаростойкостью, их использование ограничивается сложностью обработки резанием. В настоящее время точение изделий ведется с низкими скоростями, не обеспечивается необходимая шероховатость обработанной поверхности. Эти 7 обстоятельства определяют актуальность темы исследования. Актуальность работы также подтверждена запросом промышленности на исследования и получение практических результатов по повышению производительности при обработке сплава Х65НВФТ на основе хрома. В рамках решения поставленной задачи выполнен ряд НИР с ОАО «Композит»: - госбюджетная работа «Установление обрабатываемости базового ВХ4 (Х65НВФТ) и экспериментального перспективного сплава типа ВХ4. Выбор оптимальных инструментальных материалов и режимов резания». (Договор № 12-18/б-1008/0100-12 от 20.02.2012); - хоздоговорные работы: «Разработка технологии обработки резанием специального сплава» (Договор № 12-55-1079/0100-12 от 10.09.2012), «Исследование структуры специального сплава» (Договор № 13-22/у-1140/0100-13 от 07.05.2013 г). Степень разработанности темы. Разработанность темы низкая. Данные по свойствам сплавов на основе хрома в литературе весьма ограничены, не изучены превращения сплавов при термической обработке. Технологические свойства и, в частности, обрабатываемость резанием не рассмотрены ни в справочной, ни в периодической технической литературе. Нет данных о рациональном инструментальном материале для изготовления инструмента, предназначенного для точения жаропрочного сплава на основе хрома. Это обосновывает научный интерес, и необходимость получения практических рекомендаций для конструкторов инструмента и технологов механической обработки. Методика исследования. При исследовании структуры использовали металлографический, рентгенофазовый (РФА), микрорентгеноспектральный (МРСА) анализы. Склонность обрабатываемых материалов к наклепу определяли прямым методом - холодным пластическим деформированием. Механические свойства изучались при 20 °C и повышенных температурах 500 - 1200 °С. Научная новизна заключается в: - обосновании рационального содержания рения в однокарбидных твердых сплавах, предназначенных для изготовления инструмента, оснащенного 8 сменными многогранными пластинами (СМП), обеспечивающего повышение производительности обработки резанием деталей из сплава на основе хрома (на состав твердого сплава для обработки труднообрабатываемых материалов получено положительное решение о выдаче патента); - определении взаимосвязи между характером изнашивания инструмента при токарной обработки и кристаллическим строением жаропрочного сплава Х65НВФТ на основе хрома, его механическими и теплофизическими свойствами, склонностью к наклепу; - установлении взаимосвязи между модулем упругости обрабатываемого материала и соотношением составляющих силы резания. Показано, что при обработке тугоплавких материалов с высоким модулем упругости (большим, чем у железа и никеля) возрастает значение радиальной составляющей силы резания; - выявлении взаимосвязи между структурными превращениями, изменением свойств при нагреве и характером стружкообразования «сливная → элементная» при повышении скорости резания с 14 м/мин до 30-40 м/мин жаропрочного сплава Х65НВФТ на основе хрома. Теоретическая значимость работы заключается в установлении взаимосвязей между параметрами процесса резания: кинетикой изнашивания режущего инструмента стружкообразования, кристаллической при точении, шероховатостью решеткой, силами резания, обработанной структурой условиями поверхности и физико-механическими и теплофизическими свойствами жаропрочного сплава на основе хрома. Практическая значимость работы заключается в разработке состава однокарбидного ренийсодержащего твердого сплава, предназначенного для обработки труднообрабатываемых жаропрочных материалов, изготовлении и опробовании инструмента технологического процесса из этого сплава. термической А обработки также в разработке сплава Х65НВФТ, обеспечивающего его стабильную твердость в пределах 35…36 HRC и улучшенную обрабатываемость точением (на способ термической обработки сплава Х65НВФТ получено положительное решение о выдаче патента). 9 На защиту выносятся следующие положения: 1 Структурные факторы, определяющие параметры процесса точения жаропрочного сплава Х65НВФТ – наличие в структуре α- фазы с решеткой ОЦК; более высокие, чем у никелевых сплавов, значения модуля упругости и теплофизические свойства; твердорастворное упрочнение сплава; 2 Технология термической обработки для формирования равновесной структуры, с низкой легированностью α- фазы и максимальным количеством крупнозернистой γ- фазы, обеспечивающей лучшую обрабатываемость резанием сплава Х65НВФТ; 3 Взаимосвязи между свойствами материалов СМП и их стойкостью при обработке жаропрочного сплава на основе хрома. Показано, что теплостойкость твердых сплавов определяется температурой разупрочнения связки, зависящей от температуры плавления или полиморфного превращения металла-связки; 4 Оптимальное соотношение Co и Re в связке однокарбидных сплавах с карбидом WC. Апробация работы. Основные положения диссертационной работы докладывались на международных и отраслевых конференциях: 1 METMG 2012:«Manufacturing Engineering and Technology for Manufacturing Growth», November 1-2 2012, San Diego, CA, USA; 2 Международный Семинар Национального технического университета "Харьковский политехнический институт". «Высокие технологии в машиностроении» ИНТЕРПАРТНЕР–2012; Сентябрь, 2012 10-15, Украина; 3 Молодежная Конференция «Новые материалы и технологии в ракетно- космической и авиационной технике», ФГБУ «Научно-исследовательский испытательный центр подготовки космонавтов имени Ю.А. Гагарина», 27-29 июня, 2012, Звездный городок (победитель, награжден Дипломом и Грамотой); 4 IV Международная Конференция с элементами научной школы для молодежи «Функциональные наноматериалы и высокочистые вещества», 1-5 Октябрь 2012, г. Суздаль. 10 В полном объеме диссертация заслушана: - на расширенном заседании кафедр «Высокоэффективные технологии обработки» и «Металловедение» с привлечением представителей кафедр «Технология машиностроения», «Инструментальная техника и технологии формообразования» ФГБОУ ВПО МГТУ «СТАНКИН»; - на научно техническом совете ОАО «КОМПОЗИТ». Достоверность результатов подтверждается тем, что работа базируется на теории резания и фундаментальных положениях теории жаропрочности, о связях между температурами плавления и полиморфного превращения и жаропрочностью жаропрочных сплавов, распространенных на универсальный инструментальный материал - твердые сплавы. Достоверность полученных данных подтверждена их статистической обработкой, а также промышленными испытаниями на ОАО Композит и ФГУП ОКБ Факел. Работа соответствует паспорту специальности 05.02.07 «Технология и оборудование механической и физико - технической обработки». В соответствии с формулой специальности, в ней изучаются закономерности и взаимосвязи в технологических процессах формообразования тел вращения (деталей) при точении жаропрочного сплава на основе хрома, а также, в соответствии с п. 4 паспорта, оптимизируются параметры (свойства) инструмента, что обеспечивает повышение производительности при точении жаропрочного сплава Х65НВФТ. 11 1 АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР. ОСОБЕННОСТИ ОБРАБОТКИ РЕЗАНИЕМ ЖАРОПРОЧНЫХ МАТЕРИАЛОВ. ЦЕЛИ И ЗАДАЧИ ИССЛЕДОВАНИЯ 1.1 Анализ методов определения обрабатываемости сталей и сплавов при точении. Критерий износа сменных многогранных пластин (СМП) Обработка резанием – одна из наиболее важных технологий формообразующей обработки. Литье, обработка давлением, сварка в большинстве случаев не обеспечивают требуемой точности деталей. Изделия, полученные этими методами – отливки, поковки, сварные детали, являются заготовками для последующей обработки резанием, которая является окончательной. Только обработка резанием позволяет получить детали высокой точности, с допусками на размеры, составляющими тысячные доли миллиметра, а также обеспечить высокое качество (малую шероховатость) обработанной поверхности. Одним из основных направлений развития режущего инструмента для лезвийной обработки является применение конструкций с механическим креплением СМП из твердого сплава, керамики, сверхтвердых материалов. Обрабатываемость резанием, одно из главных технологических свойств материалов, это комплексная характеристика, оценивающая производительность обработки; качество обработанной поверхности (шероховатость); вид образующейся стружки; силы резания. Исследования обрабатываемости резанием новых материалов актуальны. Это обусловлено: - быстрым развитием современной техники и связанным с этим необходимостью технологического освоения новых материалов; - интенсивным развитием новых инструментальных материалов и конструкций инструмента; 12 возрастающими требованиями к качеству поверхностного слоя и - точности обработки. Исследование обрабатываемости резанием сплавов на основе тугоплавких металлов особенно актуально. Их обработка затруднена вследствие высокой прочности, большого сопротивления пластическому деформированию, недостатком технологической пластичности и сохранением этих свойств до высоких температур [1]. На основании исследований обрабатываемости осуществляется рациональный выбор инструментального материала, режимы резания, обеспечивающие повышение производительности обработки, снижения шероховатости обработанной поверхности. Обрабатываемость резанием материала (далее обрабатываемость) оценивается: - производительностью обработки; - качеством обработанной поверхности; - видом образующейся стружки (хорошо удаляется из зоны резания стружка элементная, плохо – сливная); - силами резания. Эти критерии характеризуют обрабатываемость резанием при разных операциях. В настоящей работе оценивалась обрабатываемость резанием при точении. Это классический, наиболее точный и объективно отражающий влияние обрабатываемого материала на изнашивание инструмента метод [2], между показателями обрабатываемости при точении и, с другой стороны, при сверлении и фрезеровании хорошая корреляция (рисунок 1.1 [3]). Кроме того, основные детали, изготавливаемые в настоящее время из исследуемого сплава – тела вращения. Производительность обработки определяется способностью обрабатываемого материала изнашивать режущую часть инструмента. За критерий обрабатываемости принимают скорость резания, при которой обеспечивается определенная стойкость инструмента – до принятых критериев затупления, т.е. до регламентируемого износа. Этот критерий применяют для 13 оценки обрабатываемости материалов и при предварительной, и при окончательной лезвийной обработке. Kv Kv при точении Рисунок 1.1 Взаимосвязь между обрабатываемостью при точении с обрабатываемостью при сверлении и фрезеровании [3] Часто пользуются критерием «Vτ» - это скорость резания (м/мин), при которой период стойкости инструмента до регламентируемого износа составляет «τ» мин [4]. Обрабатываемость углеродистых и низколегированных сталей обычно оценивают скоростью резания, при которой обеспечивается 60 - минутная стойкость инструмента - V60. Для труднообрабатываемых материалов заданный период стойкости может быть понижен до 30, 20 или даже до 15 мин (V30, V20, V15). Стойкость инструмента (τ) при точении определяется, исходя из величины допустимого износа задней поверхности СМП резца (hз). Регламентируемая величина износа близка при точении разных материалов, (таблица 1.1 [5, c 253]). Для черновой обработки величина допустимого износа определяется тем, что при превышении hз изнашивание развивается катастрофически; при чистовой – превышении hз влечет потерю точности обработки и снижение качества обработанной поверхности. Естественно, что при обработке с чистовыми режимами величина допустимого износа инструмента ниже. 14 Таблица 1.1 Допустимый износ hз при точении твердосплавным инструментом [5] Обрабатываемый материал Сталь конструкционная Титановые сплавы Жаропрочные сплавы Условия точения Черновое Чистовое Черновое Чистовое Черновое Чистовое hз, мм 0,8…1,0 0,5…0,8 0,5…0,7 0,3…0,4 0,8…1,0 0,5…0,6 Критерий Vτ является абсолютным показателем обрабатываемости. В каждом конкретном исследовании на его величину влияют свойства и геометрия инструмента, состояние станочного оборудования и т.п. Это может сделать несопоставимыми результаты, полученные разными исследователями, в разных условиях. Поэтому используют также относительный (по отношению к эталонному материалу) показатель обрабатываемости - Кv: 𝑣𝜏𝑖 К𝑣 = , 𝑣𝜏эт (1) где Vτi и Vτэт – обрабатываемость исследуемого и эталонного материалов (сталей, сплавов), соответственно [4]. В этом случае при определении обрабатываемости исследуемого материала проводят параллельно и испытания эталона – материала с известной обрабатываемостью. Это позволяет, сопоставляя полученные и известные результаты, получать более надежные выводы. Для углеродистых и низколегированных сталей в качестве эталона принимается сталь 45 с твердостью 160...180 НВ [6]; для труднообрабатываемых материалов – аустенитная сталь Х18Н9Т, для жаропрочных материалов широко изученный сплав на никелевой основе ХН77ТЮР [5]. Величина Кv может быть неодинаковой для разных условий обработки. В наших исследованиях это наблюдалось при разных скоростях резания (глава 4). Поэтому целесообразно указывать при каких режимах резания получено значение Кv. 15 Шероховатость обработанной поверхности является важным критерием оценки обрабатываемости материала при окончательной обработке. При этом важную роль играет и показатель Кv, т.к. износ инструмента вызывает снижение качества обработанной поверхности. Вид стружки. Хорошей обрабатываемостью обладает материал, при обработке которого образуется стружка, легко удаляемая из зоны обработки, это особенно важно в условиях автоматизированной обработки. Силы резания определяют мощность металлообрабатывающего оборудования, необходимую жесткость станка для обеспечения требуемой точности обработки и качества обработанной поверхности. В зависимости от условий обработки любой из названных критериев может оказаться решающим. Так, в условиях автоматизированного производства важнейшей характеристикой обрабатываемости является вид стружки и легкость ее удаление из зоны резания, тогда как при работе на станках с ручным управлением это не существенно. При обработке труднообрабатываемых материалов наиболее актуальным является критерий, оценивающий производительность обработки. Для оценки экспериментальные обрабатываемости исследования с используют построением классические зависимостей типа «режимы резания - износ». Кроме того, развиваются направления по созданию расчетно- экспериментальных методик оценки обрабатываемости. Для определенных групп обрабатываемых материалов устанавливаются зависимости скорости резания, соответствующей определенной стойкости инструмента, от ряда свойств обрабатываемого материала (прочностных характеристик - действительного предела прочности, твердости теплопроводности и т.д. [5]). Предпринимаются попытки создания обобщенных теоретических зависимостей для оценки обрабатываемости материалов. Предложен аналитический метод определения параметров обрабатываемости резанием сталей и сплавов [7]. Однако, он очень сложен и не 16 универсален из-за невозможности получения, в ряде случаев, решения, надежно учитывающего действительную физическую модель изучаемого процесса из-за большой сложности его физико-химической природы и математических трудностей (аналитическое описание изнашивания инструмента). Поэтому в работе [7] предлагается, наряду с теоретическими зависимостями теории подобия, использовать и экспериментальные. Реальные работы по технологическому освоению новых обрабатываемых материалов (это одна из главных задач настоящего исследования) включают, как правило, два направления. Во-первых, это оценка обрабатываемости по классическим методикам с применением «стандартных» режущих инструментов с целью установления места нового материала в сложившейся схеме обрабатываемости и, во-вторых, инструментальных материалов, выбор наиболее инструментов и рациональных условий обработки применительно к конкретным задачам изготовления изделий из нового материала. Именно так и построена часть настоящей работы, посвященная исследованию процесса резания жаропрочного сплава на основе хрома. Наиболее широко используют определение обрабатываемости материалов точением, это обеспечивает хорошую повторяемость результатов [4], кроме того между показателями обрабатываемости при точении и с другой стороны, при сверлении и фрезеровании хорошая корреляция (см. рисунок 1.1). В настоящее время детали, изготавливаемые из сплава Х65НВФТ – тела вращения. 1.2 Жаропрочные металлы и сплавы. Анализ эксплуатационных свойств Выбор эксплуатации, конструкционного изготовленных материала, из него определяется деталей. условиями Эксплуатационные характеристики конструкционного материала – его физико-механические и химические свойства являются важнейшим фактором, предопределяющим его технологические свойства и, в частности, обрабатываемость резанием. 17 Настоящая работа посвящена повышению производительности при точении жаропрочного сплава. Поэтому более подробно рассматриваются физикомеханические и химические свойства жаропрочных материалов, определяющие особенности их обработки резанием. Детали, эксплуатируемые при высоких температурах, должны сохранять необходимый уровень механических свойств при этих температурах, т.е. обладать жаропрочностью. В тех случаях, когда при работе детали контактируют с агрессивными газовыми средами (детали двигателей внутреннего сгорания, нефтеперерабатывающей промышленности, ракетной техники) от материала требуется высокое сопротивление газовой коррозии – жаростойкость. Таким образом, эксплуатационные требования это: - высокая прочность при температуре начала эксплуатационного цикла и высоких температурах – жаропрочность; - стойкость к газовой коррозии – жаростойкость. Жаропрочность характеризует сопротивление материала ползучести (деформирование твердого тела с течением времени под действием постоянной нагрузки), являющейся причиной разрушения металлов и сплавов при высоких температурах. Явление ползучести было обнаружено давно, впервые его зафиксировал К. Навье [8] и количественно описал Л. Вик [9]. Интенсивные и систематические исследования ползучести металлов и сплавов относятся к 40–м годам ХХ века, когда промышленность реально столкнулась с ползучестью дисков и лопаток паровых и газовых турбин, деталей реактивных двигателей и ракет, при работе которых нагрев сочетается со значительными нагрузками. К настоящему времени явление ползучести изучено достаточно подробно и всесторонне [1, 10, 11, 12, 13]. Характеристиками жаропрочности материалов являются предел ползучести и длительная прочность. Предел ползучести – напряжение, вызывающее заданную величину деформации при данной температуре за определенное время. Например, σ7000,2/100, 18 означает, что при заданном напряжении за 100 ч. при 700 °C остаточная деформация не должна превышать 0,2 % [1, 14]. Длительная прочность – напряжение, вызывающее разрушение при определенной температуре за определенное время. Например, σ7001000= 200 МПа означает, что при напряжении 200 МПа и температуре 700 °C разрушение произойдет не ранее, чем через 1000 ч. [1, 14]. Эти свойства определяются химическим составом металла и его структурой. Прежде всего, жаропрочный материал должен обладать высоким уровнем межатомных связей, это определяет высокую энергию активации процесса начала зарождения дислокаций, а также их перемещения [15, 16]. Прочность межатомных связей характеризуется температурой плавления: она тем больше, чем выше температуры плавления [17]. Важным фактором, определяющим жаропрочность, является также структура металла - величина зерна, наличие или отсутствие второй, упрочняющей фазы. Однако, их влияние не однозначно. Для разных условий эксплуатации стабильными, т.е. обеспечивающими жаропрочность, и поэтому оптимальными являются неодинаковые структуры. Для сплавов, предназначенных для краткосрочной эксплуатации при высоких температурах, необходимо обеспечить высокий предел ползучести. Оптимальной для этих условий является структура, обеспечивающая наибольшую прочность. Этому требованию отвечает мелкозернистая структура, дополнительно упрочненная дисперсными частицами второй фазы (карбиды, интерметаллиды), являющимися барьером перемещению дислокаций и, таким образом, затрудняющими пластическую деформацию сплава. При малом времени эксплуатации рост зерна и коагуляция дисперсной фазы не успеет произойти и металл сохранит высокую прочность, т.е. предел ползучести. При этом, чем выше температура коагуляции дисперсных частиц, тем большей жаропрочностью будет обладать сплав. Иные требования к структуре сплавов, предназначенных для длительной эксплуатации при высокой температуре – это длительная прочность. Она 19 достигается, если сплав сохраняет свою структуру при высоких температурах в течение продолжительного времени. Более высокая стабильность сплава достигается при однофазной структуре, не претерпевающей фазовых или структурных превращений, приводящих к снижению жаропрочности. Поэтому наличие второй фазы, по меньшей мере, бесполезно, т.к. при длительной эксплуатации будет происходить коагуляция частиц этой фазы. Более высокой жаропрочностью обладают крупнозернистые структуры с меньшей протяженностью границ зерен. По границам зерен в процессе ползучести происходит проскальзывание - перемещение одного зерна относительно другого. Таким образом, чем больше величина зерна, т.е. чем меньше протяженность границ, тем медленнее развивается процесс ползучести [15]. Жаростойкость - способность сопротивления металла коррозии в сухих газовых средах или жидких неэлектролитах, т.е. сопротивление химической (а не электрохимической) коррозии при температурах выше 550 °С [1] (при более низких температурах газовой коррозии не наблюдается, работоспособны обычные конструкционные стали). Химическая коррозия развивается в кислородсодержащих газах: на воздухе, в углекислом газе, водяном паре, чистом кислороде, атмосферах сгорания топлива и др. Жаростойкость оценивают скоростью окисления – приращением массы оксида, отнесенной к единице площади в единицу времени [г/м2×ч]. Чем выше температура, тем интенсивнее (по экспоненциальному закону) развиваются процессы окисления. Требования к высокой жаростойкости предъявляются материалам деталей камер сгорания в авиационной и космической промышленности, деталям ракетных двигателей, двигателей внутреннего сгорания и других деталей машин, работающих при высоких температурах [10, 18]. Наиболее распространенным при газовой коррозии является процесс взаимодействия металлов с кислородом (хотя возникают и другие виды газовой коррозии - сернистая, водородная и др.). При взаимодействии металла с окислительными средами при высоких температурах на поверхности образуются пленки оксидов. Эти пленки могут быть либо сплошными - защитными, 20 препятствующим контакту глубь лежащих (под пленкой) слоев металла с агрессивной газовой средой; либо не сплошными – пористыми, не защищающие поверхности деталей от окисления. В зависимости от сплошности пленки скорость коррозии при данной температуре будет либо уменьшаться со временем (металл обладает жаростойкостью), либо оставаться постоянной, коррозия при этом происходит все время (металл не обладает жаростойкостью). Поверхностная пленка должна быть прочной, эластичной и иметь близкий с основным металлом коэффициент термического расширения. Качественная оценка жаростойкости металлов приведена в таблице 1.2 [14, c 489]. Таблица 1.2 Жаростойкость металлов [14] Металл Жаростойкость Характеристика оксидной пленки W, Mo, Nb, Ta, Zr Плохая Растрескивание оксидной пленки Ni, Fe, Co Удовлетворительная Растрескивание и дефектность оксидной пленки Al, Cr Хорошая Плотные оксиды с высокими защитными свойствами В качестве жаропрочных материалов используют: - стали различных классов: перлитные, мартенситные (мартенситноферритные), аустенитные (класс сталей определяется структурой, получаемой образцом определенных размеров после нагрева в аустенитную область и охлаждения на воздухе); - сплавы на никелевой основе; - сплавы на основе тугоплавких металлов. Две первые группы включают большое количество составов, они изучены весьма подробно, многие включены в соответствующие ГОСТы (ГОСТ 55201 и ГОСТ 45432 – перлитные стали; ГОСТ 56323 – высоколегированные стали и ГОСТ 5520-79 Прокат листовой из углеродистой, низколегированной и легированной стали для котлов и сосудов, работающих под давлением. Технические условия 2 ГОСТ 4543-71 Прокат из легированной конструкционной стали. Технические условия 3 ГОСТ 5632-72 Стали высоколегированные и сплавы коррозионностойкие, жаростойкие и жаропрочные. Марки 1 21 сплавы на никелевой основе). Механические и физические свойства этих материалов приводятся во многих справочниках [1, 18, 19, 20, 21]. Температура эксплуатации деталей из сталей не превышает 1000 °C (таблица 1.3 [22, с 500]). При более высокой температуре работоспособны сплавы на основе никеля и тугоплавких металлов. Свойства именно этих материалов и их влияние на условия обработки рассматриваются в аналитическом обзоре. Сплавы на никелевой основе [1, 19, 20]. Никель не является тугоплавким элементом. Температура плавления никеля ниже, чем у железа (1453 и 1539 °C, соответственно). Чистый никель не обладает жаропрочностью, имеет низкую длительную прочность - 40 МПа при 800 °C за 100 ч. Высокая жаропрочность достигается в никелевых сплавах за счет их комплексного легирования. По воздействию на структуру и свойства легирующие компоненты можно разделить две основные группы. К первой группе относятся компоненты, упрочняющие твердый раствор, где никель – растворитель, и образующие карбиды, играющие роль упрочнителя. Это хром, кобальт, молибден, вольфрам, ванадий, гафний. Ко второй группе элементов относятся алюминий, титан, ниобий и тантал. Эти элементы также упрочняют твердый раствор, но их основное влияние проявляется за счет образования интерметаллидных фаз – упрочнителей (например, Ni3Ti). Термическая обработка сплавов второй группы заключается в закалке от 1150...1250 °C и старении при 700...750 °С. Объемная доля упрочняющей фазы в сплавах может достигать 60 %. Максимальная прочность сплавов наблюдается при размерах частиц 20...50 нм. Для замедления роста частиц при повышении температуры сплавы легируют компонентами, растворяющимися в матрице, искажающими кристаллическую решетку и, таким образом, затрудняющими диффузию – W, Mo, Ta, Nb, а также и введением в состав сплавов тугоплавких оксидов – Al2O3, ZrO2 и др. 22 Таблица 1.3 Состав и свойства жаропрочных сталей и никелевых сплавов [22] Марка Группа 12Х1МФ I 25Х2М1Ф СТАЛИ 15Х5М 40Х10С2М 15Х11МФ II 11Х11Н2В2МФ СТАЛИ 12Х18Н10Т 45Х14Н14В2М 10Х11Н20Т3Р ХН77ТЮР СПЛАВЫ III ХН55ВМТКЮ IV Состав, % масс 0,12С, 1,1Сr, 0,3Mo, 0,3V 0,25С, 2,3Сr, 1Mo, 0,4V 0,15С, 5,2Сr, 0,5Mo 0,4С, 10Сr, 0,8Mo, 2,2Si 0,15С, 11Сr, 0,7Mo, 0,3V 0,11С, 11Сr, 1,7Ni, 0,4Mo, 0,3V;1,8 W 0,12С, 18Сr, 10Ni, 0,5Ti 0,45С, 14Сr, 14Ni, 0,3Mo, 2,4 W 0,10С, 11Сr, 20Ni, 2,6 Ti, 0,02B нб.0,07С;20Сr, 2,6Tt; 0,8Al, до 0,01В 0,10С, 10Сr, 5Mo, 4,9W; 14Со; 4,5Al; 1,6Ti Температура, °C Жаропрочные свойства σ10000, σ1/100000, МПа МПа Макс. Окисления рабочая 570...585 600 140 (560) 570...585 600 160...220 (560) 600 605 100 (540) 650 850 100 (550) 550...580 750 200 (550) 600 (550) 84 70 40 40 90 750 - - 650 (600) 650 (650) 850 80...100 30...40 850 130 40 700 (700) 850 - - 750 (750) 1050 110...120 - 950 (950) 1050 - - Рост частиц упрочняющей фазы также замедляется при уменьшении протяженности границ зерен, т.е. для крупнозернистой структуры. Таким образом, длительную прочность сплавов достигается за счет [1]: - упрочнения твердого раствора легированием элементами, создающими большие статистические искажения решетки и затрудняющими диффузионные процессы; - дисперсионного твердения с большим количеством упрочняющей фазы (50...60 % объемн.); - максимального соответствия типов решеток матрицы и упрочняющей фазы; 23 - крупнозернистой структуры, обеспечивающей малую протяженность границ зерен. Типичный представитель жаропрочных сплавов на никелевой основе ХН77ТЮР (см. таблицу 1.3). Именно этот сплав взят в качестве эталона при определении относительного коэффициента обрабатываемости при точении. Тугоплавкие металлы и сплавы. Температура плавления тугоплавких металлов - V, Nb, Та, Сr, Mo, W составляет 1857...3149 °C. Тугоплавкие металлы имеют прочные межатомные связи, обладают повышенной жесткостью (большие значения модуля нормальной упругости Е), малым тепловым расширением, низкой теплопроводностью. Между механическими свойствами этих металлов и температурой плавления наблюдается хорошая корреляция (таблица 1.4 [22, с 506]). Таблица 1.4 Температура плавления и механические свойства тугоплавких металлов [22] Температура σв, МПа, при 25 σв, МПа, при НВ, при 1100 °C плавления, °C °C 1100 °C Сr 1857 270 25...85 90...100 V 1887 200...220 60 80 Nb 2468 200...350 70 50...80 Та 3014 200...400 120 90...125 Mo 2741 800...900 175 150...170 W 3149 800...1000 235 360...400 Примечание. Приведены данные для сплавов промышленной выплавки. Металл Механические свойства тугоплавких металлов и сплавов на их основе весьма существенно зависят от чистоты – количества примесей. Эти металлы активно взаимодействуют с кислородом, азотом, углеродом, образуя фазы внедрения [14, 22]. Наличие примесей внедрения приводит к охрупчиванию. В том случае, если содержание примесей превышает предел их растворимости в металле, в структуре образуются неметаллические включения, дополнительно повышающие хрупкость. Растворимость примесей в W, Mo, Cr пониженная. Это определяет высокую вероятность наличия в структуре сплавов на их основе неметаллических включений, располагающихся в виде хрупких прослоек по границам зерен, вызывая дополнительное охрупчивание металла. Поэтому в этих 24 сплавах количество примесей строго ограничено (сотые и тысячные доли процента). Необходимость получения высокой чистоты тугоплавких металлов и сплавов определяет обязательность применения специальных металлургических технологий при их производстве. Легирование титаном и цирконием, редкоземельными металлами, которые образуют с примесями химические соединения, нейтрализуя, в значительной степени, их вредное влияние [22]. Для ряда тугоплавких металлов (W, Mo, Cr) характерен высокий порог хладноломкости, значительно, на сотни градусов, превышающий цеховую (20...25 °C) температуру. Сплавы на основе тугоплавких металлов подразделяют на две группы: не упрочняемые, со структурой твердого раствора, и упрочняемые за счет дисперсионного твердения (закалка + старение). Высокая прочность сплавов первой группы достигается за счет образования легированного твердого раствора (твердорастворное упрочнение). Легирующие элементы - Ti, Zr, Nb, Mo, W, Та, Re. Сплавы второй группы содержат повышенное количество углерода и карбидообразующие элементы. При старении сплавов этой группы упрочняющей фазой являются карбиды, которые выделяются внутри зерен. Температура длительной эксплуатации сплавов определяется температурой плавления компонента-растворителя (таблица 1.5 [22, с 507]). Сплавы на основе ванадия и хрома наименее жаропрочны (до 1100 °С), однако, они превосходят сплавы на никелевой основе. Сплавы на основе ниобия пригодны для использования до 1300 °C, а при кратковременной эксплуатации выдерживают температуры до 1500 °С. Сплавы на основе молибдена можно использовать до 1300...1400 °C, на основе тантала до 2000 °C, а на основе вольфрама до 2000...2200 °С. Жаростойкость (преимущественно сплавов оксидов), определяется образующихся при типом их соединений взаимодействии с агрессивными средами. Свойства этих соединений определяют не только 25 способность сопротивляться газовой коррозии, они определенным образом влияют на явления, происходящие при обработке резанием [5]. Таблица 1.5 Механические свойства сплавов на основе тугоплавких металлов [22] Сплав ВН2А (4,1Мо; 0,7Zr; <0,08С) ВН4 (9,5Мо; l,5Zr; 0,ЗС) При 25 °С При 1200 °С σв, МПа σ0,2, МПа δ, % σв, МПа δ, % СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ НИОБИЯ σ100, МПа 850 620 4...5 250 - 130 (при 1100 °С) 810 730 16 550 - 280 (при 1100 °С) 1,2 140 (при 1200 °С) СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ ТАНТАЛА Ta (10W) 520…710 760 3,5 80 СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ ХРОМА ВХТИ (до 1 Y) ВХ2 (0,15Ti; 0,2V; 1Y) ВХ4 (32Ni; 15Ti; 0,25V; 1,5W) 24 (при 1200 °С) 65 (при 1100 °С) 270 190 3 80 - 350 240 3 250 30 950 800 8 240 12 65 (при 1100 °С) СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ МОЛИБДЕНА ВМ1 (0,4Ti; до 0,01С) ВМ3 (1,15Ti; 0,5Zr; 0,4C 1,4Nb) 800 680 10 340 14 85 (при 1200 °С) 850 - 0,03 550 12 260 (при 1300 °С) - - 12 42 (при 1600 °С) 130 (1500°С) СПЛАВЫ НА ОСНОВЕ ВОЛЬФРАМА Mo-40Re 840 - 5 W-27Re 1400 - 4 700 Наиболее высокой жаростойкостью обладает хром, образующий плотные, бездефектные оксидные пленки с высокой адгезией к основному металлу. Жаростойкие сплавы на основе никеля обладают жаростойкостью до 900 °C в окислительной среде, но в средах, содержащих серу, они не стойки к газовой коррозии. Присутствие серы в окислительных средах (среды сгорания топлива) снижает жаростойкость никеля до 550 °С, а в восстановительных средах 26 - до 260 °С [1, 19]. Т.е. в этих условиях никель и сплавы на его основе жаростойкостью не обладают. Все тугоплавкие металлы за исключением хрома не обладают жаростойкостью, это связано с тем, что оксиды этих металлов не создают надежной защитной пленки (см. таблицу 1.2). Температуры интенсивного окисления вольфрама и молибдена составляют 600...700 °С. Вольфрам при температуре ~ 700 °С при избытке кислорода образует летучий оксид, не препятствующий контакту газовой среды с поверхностью деталью. Молибден образует летучий оксид МО3 при 600 °С, температура плавления этого оксида ~ 750 °С, т.е. оксидная пленка будет просто стекать с поверхности изделия при высоких температурах. Тантал и ниобий имеют большее сопротивление окислению, чем вольфрам, при 1100 °С скорость окисления этих металлов примерно в три раза ниже, чем у вольфрама, однако они уступают никелевым сплавам. При 1000...1200 °С скорость окисления лучших сплавов на основе ниобия (систем «Nb – Ti -W», «Nb – Ti -Mo», «Nb – Al -V») на несколько порядков выше, чем у никелевых сплавов, которые, в свою очередь, менее жаростойки, чем сплавы на основе хрома. Скорость окисления хрома на порядок меньше, чем у сплавов на основе никеля и тугоплавких металлов и составляет: - тугоплавкие металлы (исключая хром) в интервале 700…800 °C 101…103 (г/м2×ч); - железо, никель, кобальт: в интервале температур 500…600 °С 10-3…10-1 (г/м2×ч) и резко возрастает при повышении температуры до 700…800 °С – 1…10 (г/м2×ч); - хром в интервале 400…600 °C - менее 10-6 (г/м2×ч), а в интервале 700…800 °С - 10-4…10-3 (г/м2×ч) [22, 18]. Таким образом, единственным тугоплавким металлом, обладающим жаростойкостью является хром. При взаимодействии хрома с окислительной средой образуются плотные оксиды Cr2O3, отвечающие, в наибольшей степени, требованиям к защитным пленкам – хорошая адгезия с металлом-основой, малая 27 дефектность кристаллической решетки и др. Жаростойкостью обладает не только чистый хром, но и сплавы на его основе. Сплавы на основе хрома, в отличие от сплавов на основе никеля, устойчивы против газовой коррозии в продуктах сгорания топлива, содержащего серу [10, 18]. Сплавы на основе хрома обладают уникальными свойствами - высокая температура плавления хрома (~1800 °С) определяет их высокую жаропрочность. Высокая жаростойкость (в окислительной атмосфере до 1350 °С) обеспечивается образованием на поверхности изделий плотной тугоплавкой пленки оксида хрома. Сплавы обладают высокой коррозионной стойкостью в продуктах горения высокосернистого и дизельного топлива, морской воде, тропической атмосфере, ряде жидких и газовых агрессивных сред. К достоинствам хрома, как жаропрочного материала относятся низкий коэффициент линейного расширения (9,6 × 10-6 1/°С в интервале 20...1000 °С, на уровне стали 20 [1, 23]), определяющий относительно малые термические напряжения при изменениях температуры; высокий модуль упругости (2,86 ГПа – выше, чем у железа, никеля), теплопроводность (~94 вт/м×К – на уровне никеля и его сплавов). Вместе с тем, сплавы на основе хрома наименее изучены. Более того, в справочной литературе [1, 18, 19, 21, 24, 23], содержащей самую широкую и разнообразную информацию по свойствам жаропрочных и жаростойких материалов для большого количества сталей и сплавов, сплавы на основе хрома вообще отсутствуют (в них указывается, что стали и сплавы на основе никеля, легированные хромом, обладают жаростойкостью). Публикации о свойствах сплавов относятся к середине прошлого века, эти сплавы были надолго забыты. Можно предположить, что ограниченная применяемость сплавов на основе хрома связана со сложностями их производства. Для этих сплавов характерна чрезвычайная чувствительность к примесям внедрения, охрупчивающим сплавы, пониженная пластичность [10, 22]. Разработанные в настоящее время металлургические технологии выплавки, позволяющие получать сплавы высокой чистоты, и технологии пластической деформации (горячее прессование [10]), материалов низкой пластичности 28 определяют перспективу применения сплавов на основе хрома, обладающих уникальным сочетанием жаропрочности и жаростойкости. 1.3 Анализ влияния физико-механических свойств жаропрочных металлов и сплавов на обрабатываемость при точении В основе критериев обрабатываемости (абсолютный, относительный) лежит кинетика изнашивания инструмента, механизмы которого различны в зависимости от условий обработки – инструментальный и обрабатываемый материал; режимы резания и т.п. Превалирование того или другого механизма зависит от температуры в зоне резания (рисунок 1.2 [25, с 19]). Обрабатываемость резанием материала зависит от его физико- механических и химических свойств, определяемых химическим составом, структурой, формируемой термической обработкой. Рисунок 1.2 Влияние скорости резания на интенсивность износа режущего инструмента [25]: 1 – адгезия; 2 – усталостный износ; 3 – абразивный износ; 4 – термическая усталость; 6 – диффузионный износ; 7 – пластическое течение 29 Влияние механических обрабатываемого свойств. Повышение износостойкости материала естественно снижает его обрабатываемость. Сопротивление некоторым видам износа во многом зависят от механических свойств обрабатываемого материала – чем выше твердость и предел прочности, тем выше износостойкость материала и, соответственно, хуже его обрабатываемость. Это объясняется следующими очевидными соображениями: увеличением уровня напряжений в инструменте и усилением изнашивающего воздействия на инструмент при повышении прочности и твердости обрабатываемого материала. Для некоторых видов изнашивания получены количественные зависимости между механическими свойствами материала и его износостойкостью. Так, твердость определяет изнашивающее воздействие обрабатываемого материала на инструмент при абразивном и адгезионном изнашивании (износостойкость материала пропорциональна твердости): - для абразивного изнашивания: 𝑘𝑁 (2) , 𝐻 где Q – износ; N - нагрузка; H - твердость; k - коэффициент, постоянный для 𝑄= данного материала [26]; - для адгезионного изнашивания: 𝑘 𝑁 (3) ∙ , 3 𝐻 где Q, N, H – то же, что для абразивного износа; k – вероятность отделения 𝑄= частицы износа с пятна контакта (k = 10-2...10-7) [26, 27]. Предел прочности определяет износостойкость и, таким образом, изнашивающее воздействие обрабатываемого материала на инструмент при усталостном механизме износа: 𝜎в 𝑡 𝑛=( ) , 𝑘𝜏 (4) 30 где n – число циклов, при котором происходит отделение частиц износа; σв - предел прочности; τ - удельная сила трения; k - коэффициент; t - показатель степени (t = 2...12) [26]. Приведенные аналитические зависимости, оценивающие влияние структуры и свойств на обрабатываемость не учитывают повышения температуры в зоне резания. Повышение и твердости, и прочности обрабатываемого материала вызывает рост температуры при обработке (рисунок 1.3 [28, c 35]), это приводит к ускорению износа инструмента. При повышении температуры снижается твердость как инструментального, так и обрабатываемого материала, их пластичность, напротив, повышается. При этом увеличивается количество точек (зон) адгезионного «схватывания», обуславливая более интенсивный адгезионный износ. При повышении температуры усиливается и абразивный износ из-за снижения твердости материала инструмента [28]. Рисунок 1.3 Влияние прочности обрабатываемого материала на температуру в зоне резания (твердый сплав Т15К6; 200 м/мин) [28] Рассмотренные выше виды износа инструмента характерны при обработке самых разнообразных материалов, в том числе и труднообрабатываемых. Можно выделить некую температуру (скорость резания V0), ниже которой механизмы изнашивания характерны для всех (в том числе и жаропрочных) материалов [25], 31 – это рассмотренные выше адгезионный, усталостный и абразивный виды износа (см. рисунок 1.2). Особенность жаропрочных сталей и сплавов заключается в том, что эти материалы, и особенно на основе тугоплавких металлов, сохраняют высокие механические свойства не только до рабочих, но и до технологических температур. Вследствие этого при их обработке возникают высокие температуры и развиваются механизмы высокотемпературного износа инструмента (см. рисунок 1.2; V > V0). Как следствие - низкая стойкость инструмента и, следовательно, плохая обрабатываемость жаропрочных материалов. При этом, чем выше жаропрочность сплава, тем хуже он обрабатывается резанием (рисунок 1.4 [5, с 228]) [5]. Рисунок 1.4 Влияния жаропрочности на температуру в зоне резания и допустимые скорости резания; инструментальный материал - твердый сплав ВК8 [5] Теплофизические обрабатываемость свойства материалов. оказывают Чем ниже существенное теплоемкость, влияние на тепло- и температуропроводность обрабатываемого материала, тем хуже отвод тепла из зоны резания, больший нагрев и износ инструмента (таблица 1.6 [5, с 229]). 32 Таблица 1.6 Влияние удельной теплопроводности (λ) на обрабатываемость (температуру в зоне резания (Θ), силу Рz) при обработке жаропрочных материалов [5] Обрабатываемый материал Х18Н10Т НХ62ВМКЮ σв, МПа 600 1000 λ, вт/м×°C 16,7 10,0 Рz, кН 4 6 Θ, К 830 990 kv 1,0 0,5 Примечание. Точение; V = 20 м/мин; S = 0,1 мм/об; t = 1 мм Свойства По теплофизическим жаропрочные сплавы свойствам, существенно определяющим уступают сталям. ЖС6К 900 8,8 5 1120 0,05 обрабатываемость, Теплопроводность жаропрочных сплавов НХ62ВМКЮ и ЖС6К значительно ниже, чем у аустенитной стали Х18Н10Т (см. таблицу 1.6), которая, в свою очередь уступает мартенситным и ферритным сталям [1]. Произведение коэффициента теплопроводности и удельной объемной теплоемкости (λ × Ср)1/2 характеризуют аккумуляцию тепла в зоне резания [29]. Чем ниже эта характеристика материала, тем большее количество тепла аккумулируется в зоне резания при его обработке, т.е. тем ниже его обрабатываемость (таблица 1.7 [5, с 223; 29, с 302]). Таблица 1.7 Влияние теплофизических характеристик материалов на обрабатываемость резанием (по данным [5, 29]) Материал Сталь 45 Сталь Х18Н10Т Никелевый сплав ХН77ТЮР λ× Ср 200 100 94 kv 1 0,5 0,32 Склонность к упрочнению. В процессе резания происходит пластическая деформация поверхностных слоев обрабатываемого материала (наклеп). При этом повышаются пределы прочности и текучести, а характеристики пластичности снижаются [27]. Такое изменение свойств приводит к возрастанию сил резания, повышению температуры в зоне резания, т.е. ухудшению обрабатываемости. 33 Высокой склонностью к упрочнению обладают сплавы с решеткой ГЦК, т.е. стали и сплавы аустенитного класса; стали с решеткой ОЦК обладают меньшей склонностью к наклепу (рисунок 1.5 [6, c 283; 30, c 506]). Рисунок 1.5 Влияние степени деформации на твердость сталей с решеткой ГЦК и ОЦК (по данным [6, 30]) В работе [25] склонность к упрочнению предлагается оценивать глубиной упрочненного слоя – h (мкм) и степенью наклепа (N): (𝐻1 − 𝐻) (%), (5) 𝐻 - твердость обработанной поверхности – микротвердость 𝑁= где Н1 поверхностного слоя; Н – твердость основного металла. Для жаропрочного сплава ХН77ТЮР на никелевой основе показатели упрочнения в зависимости от режимов резания составляют: N = 26...40 %; h = 80...150 мкм [25]. Близкие данные в работе [25] приводятся и для других никелевых жаропрочных сплавов. Степень упрочнения при резании тем больше, чем пластичнее материал (рисунок 1.6 [25, c 132]). 34 Рисунок 1.6 Влияние пластичности – относительного удлинения (δ) и сужения (ψ) на степень упрочнения (N) и глубину упрочненного слоя (hc). Точение. Обрабатываемый материал – никелевый жаропрочный сплав; инструментальный материал – твердый сплав ВК6М [25] Влияние структуры сплавов. Наличие в структуре сплава твердых фаз внедрения (карбидов, нитридов), обладающих высокой твердостью (что характерно для ряда жаропрочных сплавов – см. параграф 1.2), снижает обрабатываемость. Это особенно заметно при большом количестве этих фаз, что характерно для сплавов, упрочняемых за счет дисперсионного твердения. Структура упрочняемых сплавов может сильно различаться в зависимости от режимов термической обработки: - после закалки – это твердый раствор (упрочняющая фаза растворена при нагреве под закалку); - после закалки и старения – в структуре присутствует большое количество частиц упрочняющей фазы высокой твердости; обеспечиваются наибольшая прочность и твердость; - после отжига - частицы упрочняющей фазы коагулировали, произошло снижение механических свойств. Обрабатываемость сплавов после различной термической обработки сильно отличается. Самая низкая – после упрочняющей термической обработки (закалка + старения) из-за наличия в структуре твердых фаз внедрения 35 (карбидов, нитридов), обладающих высокой твердостью. Выбор структуры с лучшей обрабатываемостью – закаленной или отожженной определяется экспериментально. Обрабатываемость резанием зависит от величины зерна. Мелкое зерно приводит к росту прочности (фундаментальная зависимость Петча – Холла [11]): 1 𝜎в = 𝜎0 + 𝑘 ∙ 𝐷−2 , (6) где k – константы материала; D – средняя величина зерна. С другой стороны, чем мельче зерно, тем больше свободная энергия системы и меньшая склонность к схватыванию (рисунок 1.7 [27, c 123] - на этом рисунке: «плохая адгезия» соответствует слабым адгезионным связям, «отличная адгезия» – напротив, очень сильным) [26]. Разрыв сильных адгезионных связей приводит к макроразрушениям, т.е. возможному ускоренному износу инструмента вследствие сколов режущей кромки. Поэтому вопрос о величине зерна должен решаться в каждом конкретном случае. Рисунок 1.7 Зависимость удельной работы разрушения адгезионной связи (W) от свободной энергии (Е) [27] Склонность к диффузионному износу. Скорость резания жаропрочных материалов лимитирует возникновение диффузионного износа инструмента, даже при относительно низких скоростях 36 резания (так при обработке сплава ХН51ВМТЮКРФ со скоростью 45 м/мин температура в зоне резания – 950 °C [25]). Диффузионный износ развивается интенсивно (см. рисунок 1.5), поэтому выполнять обработку жаропрочных материалов с высокой скоростью невозможно, это определяет низкие значения Кv, т.е. плохую обрабатываемость. Диффузионный износ особенно опасен при обработке сплавов на основе тугоплавких металлов, обладающих максимальной жаропрочностью. Таким образом, низкая обрабатываемость жаропрочных сплавов определяется: - сохранением высоких механических свойств при нагреве (жаропрочностью); - теплофизическими свойствами, определяющими высокую аккумуляцию теплоты в зоне резания; - склонностью к наклепу – упрочнению при обработке. - развитием диффузионного износа инструмента. В литературе [5, 2] приводятся данные по обрабатываемости жаропрочных материалов практически всех групп (таблица 1.8 [5, c 223]). Однако, данные о предмете настоящего исследования – сплавы на основе хрома, в этих работах отсутствуют, их также нет и в технической периодике. Таблица 1.8 Обрабатываемость жаропрочных сталей и сплавов (по данным [5]) Тип стали (сплава) Хромистые перлитные и мартенситные Высоколегированные хромистые перлитные и мартенситные Аустенитные и аустенитномартенситные стали Аустенитные стали Никелевые сплавы Тугоплавки металлы Представитель (марка) Х6С, 20Х3МВФ 1Х13, 2Х13, 1Х17Н2 Рабочая температура, °C Кv, по отношению к Х18Н9Т 500...600 1,6 500...600 1,3 3Х18Н8Т - 0,85…1,0 4Х12Н8Г8МФБ ХН77ТЮР W Mo 650 750...800 2000 1700 0,6 0,32 0,2 0,4 37 1.4 Инструментальные материалы сменных многогранных пластин (СМП) для обработки жаропрочных материалов Обрабатываемость всех изученных жаропрочных материалов пониженная (см. таблицу 1.8). С высокой степенью вероятности можно прогнозировать и низкую обрабатываемость сплавов на основе хрома, вследствие его высокой жаропрочности. Поэтому в качестве инструментальных необходимо использовать материалы, обладающие высокой теплостойкостью. Сравнительная характеристика инструментальных материалов приведена в таблице 1.9 [31, c 22]. Таблица 1.9 Свойства инструментальных материалов (усредненные) [31] Материал ρ г/см3 Твердость HV Е, МПа изг, МПа λ Вт/м °С Алмаз 3,48-3,56 10000 9000 200 - 500 КНБ 3,45-3,47 До 9000 7200 Керамика 3,93 2000- 2300 400 300 Сплавы ТК 11,0-11,7 1600 - 1700 5200 1200 Сплавы ВК 14,0-14,8 1500 - 1600 5400 1600 Р18 8,5-8,7 940 - 960 2200 3000 Примечание: КНБ – кубический нитрид бора; ρ – теплопроводности; α – коэффициент линейного расширения. α ° 1/ С 106 Теплостойкость°С 67 0,9 – 1,45 700-800 50 2,5 – 4,7 1300-1500 4,2 7,9 – 8,2 1200 27 6,0 1000 17 5, 900 24 11,0 600 плотность; λ – коэффициент Настоящая работа посвящена повышению производительности при точении. Это оправдано и тем, что реальные детали (камеры сгорания термокаталитических двигателей), изготавливаемые из сплава Х65НВФТ – тела типа «тело вращения», основная лезвийная обработка – токарная. Одним из основных направлений развития режущего инструмента является применение конструкций с механически крепящимися сменными многогранными пластинами (СМП) из твердого сплава, керамики, сверхтвердых материалов (СТМ). Инструмент из быстрорежущих сталей, ограниченно используется при точении. Теплостойкость быстрорежущих сталей значительно ниже, чем названных инструментальных материалов, это определит весьма низкую 38 стойкость инструмента, т.е. весьма заведомо плохую обрабатываемость резанием жаропрочных материалов [5, 2]. Для обработки жаропрочных материалов требуется инструментальный материал, обладающий высокой теплостойкостью – способностью сохранять высокие значения твердости и прочности при нагреве до высоких температур. Наиболее используемым инструментальным материалом являются твердые сплавы. Это связано с их свойствами – сочетанием твердости, теплостойкости и прочности. Твердые сплавы являются универсальным инструментальным материалом, их используют для обработки материалов с различной обрабатываемостью; при обработке с черновыми, получистовыми и чистовыми режимами. Для обработки жаропрочных сталей и сплавов предназначены твердые сплавы группы «S» (таблица 1.10 [29, c 353]), это однокарбидные сплавы «WC – Co» (ВК ГОСТ 3882-74) [29]. Двухкарбидные сплавы не предназначены для обработки жаропрочных сплавов в связи с их недостаточной прочностью [2]. Важным фактором, определяющим стойкость твердосплавного инструмента, является размер карбидов. Уменьшение размеров карбидов позволяет уменьшить угол заострения режущего инструмента и, таким образом, уменьшить силы резания, т.е. повысить стойкость инструмента, т.е. и обрабатываемость материала. Действительно, применение сплавов системы «WCCo» с мелкозернистой и особомелкозернистой структурой (ВК6-ОМ, ВК10-ОМ, ВК15-ОМ, ВК10-ХОМ, ВК15-ХОМ) позволили увеличить стойкость инструмента при обработке труднообрабатываемых материалов в 1,5...2 раза по отношению к сплаву ВК6 [32]. Существенное уменьшение износа инструмента обеспечивают износостойкие покрытия – в 5...10 раз и более [26]. Это направление является в настоящее время одним из важнейших в развитии режущего инструмента. Режущая керамика и превосходят твердые сплавы по твердости и теплостойкости, обладают более высоким модулем упругости. Однако, прочность керамики материалов заметно ниже, чем у твердых сплавов (см. таблицу 1.10). 39 Таблица 1.10 Области применения и классификация твердых сплавов по ISO 513: 20044 [29] Основные группы резания Обозн ачение Р M K Цвет маркировки Синий Желтый Красный N Зеленый S Коричневый H Серый Обрабатываемый материал Сталь: все виды сталей и стального литья, исключая нержавеющую сталь Нержавеющие стали: нержавеющие аустенитные, аустенитноферритные стали, стельное литье Чугуны: чугуны с пластинчатым графитом, чугуны с шаровидным графитом, высокопрочный чугун Цветные металлы: алюминий и другие цветные металлы, неметаллосодержа щие материалы Специальные сплавы и титан: жаропрочные специальные сплавы на основе железа, никеля, кобальта, титан и титановые сплавы Твердые заготовки: закаленная сталь, высокопрочные чугун, чугун кокильного литья Подгруппы применения Обозначение Р01 Р10 Р20 Р30 Р40 Р50 Р05 Р15 Р25 Р35 Р45 М01 М10 М20 М30 М40 М05 М15 М25 М35 К01 К10 К20 К30 К40 К15 К25 К35 N01 N10 N20 N30 N5 N15 N25 S01 S10 S20 S30 S05 S15 S25 Н01 Н10 Н20 Н30 Н05 Н15 Н25 Твердость, износостойкость, скорость резания Вязкость, прочность при изгибе, подача ISO 513: 2004-07 Материалы твердые режущие для снятия стружки с определенными режущими кромками. Классификация и применение. Обозначение основных групп по снятию стружки и групп по применению 4 40 В литературе недостаточно данных об использовании инструментов из этих материалов для обработки жаропрочных сталей и сплавов. Можно прогнозировать преимущества этих материалов при обработке с чистовыми режимами [33], поэтому исследование обрабатываемости жаропрочных сплавов на основе хрома при обработке керамикой и СТМ целесообразно. Для обработки жаропрочных аустенитных сталей и сплавов рекомендуется инструмент из оксидно-карбидной керамики более прочной, чем оксидной [34]. Именно такую керамику, обладающую повышенной прочностью (таблица 1.11 [34, c 352]), целесообразно опробовать для обработки жаропрочных сплавов на основе тугоплавких металлов. Таблица 1.11 Состав и свойства режущей керамики [34] Группа Марка Оксидная ЦМ-332, ВО-13, ВШ-75 Оксидокарбидная ВОК-200 ВОК-60 Оксидонитридная ОНТ-20 (Кортинит) Состав Al2O3+MgO то же то же Al2O3 +TiC Al2O3+TiC+ ZrO2+HfO2 Спекание ХПС ХПС ГП НRА 91 92 93 изг, МПа ГП 93 93 650 650 Al2O3+ TiN ГП 93 640 300-350 400-450 400-600 СТМ на основе алмаза и кубического нитрида бора обладают весьма высокими свойствами –твердостью, более высокой, чем у режущей керамики, низким коэффициентом линейного расширения, но их прочность и трещиностойкость (значения К1с в 3…4 раза меньше, чем у твердых сплавов) низкая. Использование алмазного инструмента при резании сплавов на основе хрома, содержащих большое количество никеля (~ 30 % в сплаве Х65НВФТ) нецелесообразно. Это связано с высокой растворимостью углерода в сплавах с решеткой ГЦК (растворимость углерода в никеле практически такая же, как в Fe-γ ~ 2 % масс при 1053 °C [35]), определяющей интенсивное развитие диффузионного износа инструмента. СТМ на основе кубического нитрида бора (композиты) нейтральны по 41 отношению к никелю, принципиально они могут быть использованы как инструментальный материал для обработки жаропрочных материалов, их свойства приведены в таблице 1.12 [29, c 12; 34, c 375]. Таблица 1.12 Свойства композитов [29, 34] Марка Твердость, HV Предел прочности, МПа При сжатии При изгибе Композит-01 7500 270 - Модуль упругости, ГПа 840 Композит-05 1880 - 470 620 4,4…6,7 Композит-09 7000 375 100 - - Композит-10 4500 300 100…150 712 3,8…5,9 К1с, МПа×м1/2 4,2 Для стойкостных исследований с целью повышения производительности при точении жаропрочного сплава на основе хрома целесообразно использовать СМП из следующих инструментальных материалов: - твердые сплавы системы «WC-Co» мелко- и особомелкозернистые в том числе легированные рением, хромом; - твердые сплавы с износостойким многослойным покрытием; - СТМ на основе кубического нитрида бора – Композит-10; - оксидно-карбидная режущая керамика ВОК 200. При этом следует отметить, что выбранные керамика и композит одни из наиболее прочных в своих группах. 1.5 Анализ данных литературного обзора. Задачи исследования 1. На основании анализа свойств жаропрочных материалов показано, что работоспособность деталей при температурах свыше 1000 °C можно обеспечить, только используя сплавы на основе тугоплавких металлов. Это металлы V и VI групп таблицы периодической системы элементов Д.И. Менделеева. 2. Показано, что сочетанием жаропрочности и жаростойкости среди всех тугоплавких металлов обладает только хром и сплавы на его основе. При этом 42 литературные данные о технологических свойствах сплавов на основе хрома отсутствуют и в справочной, и в периодической технической литературе. Нет данных о важнейшем технологическом свойстве сплавов – обрабатываемости резанием, определяющем производительность обработки, качество обработанной поверхности; 3. Выполнен анализ причин низкой обрабатываемости резанием жаропрочных материалов и особенно на основе тугоплавких металлов; 4. Показана взаимосвязь структуры жаропрочных сплавов и производительности при их обработке резанием; 5. Проанализированы свойства и выбраны инструментальные материалы для СМП токарных резцов. На основании литературного обзора выбран объект исследования, определены цель, сформулированная во введении, и задачи исследования. Объект исследования был определен уникальными свойства хрома и сплавов на его основе. Это заготовки из сплава Х65НВФТ, производимого по ТУ1850-540-56897835-2012 «Прутки прессованные из сплава Х65НВФТ (ВХ4)». Операции - обточка прутков при изготовлении специальных деталей (элементов) типа «тело вращения». Диаметры деталей 12 мм (рисунок 1.5) и 20 мм; точность размеров по 8 квалитету; шероховатость Ra – не более 3,2 мкм. Рисунок 1.5 Специальная деталь типа тело вращения 43 Для достижения поставленной цели необходимо изучить структуру и свойства сплава для улучшения его обрабатываемости, а также провести стойкостные исследования, для определения рациональных режимов резания и назначения инструментального материала для точения сплава на основе хрома. Это реализуется решением следующих задач: 1 Разработка состава твердого сплава, для изготовления инструмента СМП, обеспечивающего повышение производительности обработки резанием деталей из сплава на основе хрома; 2 Разработка режима термической обработки, обеспечивающего твердость сплава не более 35-36 HRC для повышения стойкости и снижения расхода режущего инструмента; 3 Определение работоспособности инструмента из различных инструментальных материалов, в том числе с износостойкими покрытиями; Выводы по главе 1 1 Работоспособность деталей при температурах свыше 1000°C можно обеспечить, только используя сплавы на основе тугоплавких металлов; 2 Показано, что сочетанием жаропрочности и жаростойкости среди всех тугоплавких металлов обладает только хром и сплавы на его основе; 3 Низкая обрабатываемость резанием жаропрочных материалов, и особенно на основе тугоплавких металлов, связана с тем, что они сохраняют высокие механические свойства не только до рабочих, но и до технологических температур. 44 ГЛАВА 2 МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ ПРОЦЕССА РЕЗАНИЯ ПРИ ТОЧЕНИИ, СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ СПЛАВА Х65НВФТ Цель настоящего исследования – повышение производительности обработки резанием (точением) жаропрочного сплава на основе хрома Х65НВФТ. Как было показано в аналитическом обзоре, рациональная скорость резания, определяющая производительность обработки, зависит от свойств обрабатываемого материала и материала инструмента. Именно для изучения этих свойств приняты метолы исследования. Обрабатываемость резанием сплава зависит от его кристаллической решетки, определяющей в частности склонность к наклепу при обработке резанием, структуры (напрмер, наличия твердых фаз, изнашивающих инструмент), механических свойств сплава, характера разрушения: хрупкое или вязкое. Это определило применяемые методы исследования. В рамках исследования свойств сплава был использован прямой метод оценки склонности к наклепу сплавов на основе хрома и никеля, а также показанно влияние нагрузки на значения микротвердости. Обрабатываемость резанием – комплексная характеристика ее оценивают рядом параметров: кинетикой изнашивания, шероховатостью обработанной поверхности, силами резания, типом образующейся стружки. Методики определения именно этих параметров использовались при выполнении исследования. 2.1 Исследуемые жаропрочные сплавы на основе хрома (Х65НВФТ) и никеля (ХН77ТЮР). Состав, технология производства Исследовали сплав Х65НВФТ по ТУ 1850-540-56897835-2012 «Прутки прессованные из сплава Х65НВФТ (ВХ4)». 45 Состав, % масс.: Cr – основа; Ni –32; Ti –0,5; V – 0,25; W – 1,5; примеси, не более: О – 0,08; N – 0,04 Si – 0,1; Al – 0,06; Fe – 0,5; Σ(Al+Si) – 0,2). При определении обрабатываемости сплава Х65НВФТ в качестве эталона использовали сплав ХН77ТЮР. Состав, % масс.: Ni – основа; Cr – 19...22; Ti – 2,4...2,8; Al – 0,6...1,0; В – до 0,01; примеси не более: C – 0,07; Si – 0,60; Mn – 0,4; Fe – 1,0; S – 0,007; P- 0,015. Заготовки из сплава Х65НВФТ изготавливали на опытно-промышленном производстве «Института новых металлургических технологий» ОАО «Композит». Механические свойства тугоплавких металлов и сплавов на их основе весьма существенно зависят от чистоты – количества примесей. Эти металлы активно взаимодействуют с кислородом, азотом, углеродом [22]. В том случае, если содержание примесей превышает предел их растворимости в металле, в структуре образуются неметаллические включения – фазы внедрения, вызывающие хрупкость металла. Растворимость примесей в W, Mo, Cr пониженная. Это определяет высокую вероятность наличия в структуре сплавов на их основе неметаллических включений, располагающихся в виде хрупких прослоек по границам зерен, вызывая дополнительное охрупчивание металла. Поэтому в этих сплавах количество примесей строго ограничено (сотые и тысячные доли процента). Необходимость получения высокой чистоты тугоплавких металлов и сплавов определяет обязательность применения специальных металлургических технологий при их производстве. Легирование титаном и цирконием, редкоземельными металлами, которые образуют с примесями химические соединения, нейтрализуя, в значительной степени, их вредное влияние [22]. Технология выплавки. Для выплавки использовали дуплекс процесс, включающий вакуумно-индукционную электрошлаковым переплавом (ЭШП). выплавку с последующим 46 Важнейшей задачей при выплавке слитков из высокохромистого сплава является получение минимального количества примесей. Чистота по металлическим включениям (Fe, Al) достигается применением чистых шихтовых материалов - использовали: хром электролитический рафинированный ЭРХ1, ЭРХ0 (ТУ 14-5-765); никель первичный Н1У, Н1 (ГОСТ 8496); вольфрам металлический высокой чистоты ШВЧ (ТУ 48-19-577); ванадий ВНМ-1 (ТУ 48-4-2728); титан губчатый ТГ100, ТГ110 (ГОСТ 177469). Для очистки от вредных газовых неметаллических примесей – оксидов, нитридов, карбидов необходима дегазация расплава, это достигается вакуумной выплавкой [36]. Выплавка сплава производилась на вакуумно-индукционной установке ИСВ-0.16 в атмосфере аргона. После размещения шихты, камера печи герметизировалась и проводилось ее вакуумирование до 10-3 мм. рт. ст.; выдержка при этом давлении 10...15 мин; затем в камеру подавали аргон повышенной чистоты и включали источник питания для расплавления шихты. После полного расплавления шихты осуществляли нагрев расплава до 1600...1620 °C; выдержка при этой температуре 5...10 мин. После понижения температуры до 1550...1570 °С в расплав вводили ванадий и титан, а затем через 1...2 мин церий и лигатуру. После введения микролегирующих элементов металл разливали в кокильные изложницы диаметром 90 мм, высотой 800...850 мм. После удаления прибыльной части и обдирки до диаметра 80 мм получали заготовки-электроды для последующего ЭШП. ЭШП обеспечивает необходимую плотность слитка, при этом переделе уменьшается количество вредных примесей. ЭШП проводили на установке ЭШП ОАО «НПО ЦНИИТМАШ» в кристаллизаторе диаметром 100 мм; флюс АНФ-1П (основа - CaF2 и добавки Al2O3; CaO; C; Fe2O3; S; P; TiO2). Этот флюс обеспечивает снижение содержания ТУ 14-5-76-76 Хром электролитический нерафинированный и рафинированный ГОСТ 849-2008 Никель первичный. Технические условия 7 ТУ 48-19-57-91 Вольфрам металлический высокой чистоты. Технические условия 8 ТУ 48-4-272-73 Ванадий. Слитки 9 ГОСТ 17746-96 Титан губчатый. Технические условия 5 6 47 кислорода в 3...4 раза, алюминия – в 5...10 раз, содержание азота, углерода и железа не изменяется. Для предотвращения потерь легирующих элементов в процессе плавки переплав проводится в инертной атмосфере, создаваемой подачей аргона в герметизированный кристаллизатор. Горячая обработка давлением. Заготовку после ЭШП обдирают до диаметра 94 мм, помещают в контейнер из стали 20 и в таком собранном виде проводят прессование. Прессование выполняется в два перехода. Первый переход с диаметра 94 до 60 мм; второй переход с диаметра 60 до диаметра 28 мм. Нагрев под прессование выполняют в печи СНОЛ 12/12-И2; температура – (1210 ± 10) °C; выдержка 1,5 часа. Прессование выполняют на прессе П8439 с предварительным подогревом матрицы до (450 ± 10) °C. Термическая обработка. Отжиг после прессования проводили в печи СНОЛ 400/12-ВП; температура изотермической выдержки (900 ± 10) °C; выдержка 16 часов с последующим охлаждением на воздухе. Нагрев при закалке и отпуске проводили в высокотемпературной печи ПЛ 10/16. Охлаждение при закалке выполняли в воде, масле и на воздухе, при отпуске - на воздухе. 2.2 Исследование структуры и определение механических свойств – факторов, определяющих обрабатываемость резанием при точении Металлографический анализ. Пробоподготовку образцов после испытаний выполняли на оборудовании фирмы «Struers» (Дания). Структуру сплава изучали на инвертированном металлографическом микроскопе «GX-51» (Olympus, Япония) при увеличениях 25; 500 и 1000. Захват и обработку изображений исследованных структур выполняли с помощью компьютерной программы «analySIS» (OLYMPUS Soft Imaging Solutions GmbH). 48 Металлографический анализ твердых сплавов для определения пористости и величины размеров карбидов проводили по стандартным методикам, в соответствии с ГОСТ 939110. Рентгенофазовый анализ (РФА) выполняли на дифрактометре «Дрон-3» с использованием CoKα излучения. Съемку выполняли в условиях симметричной фокусировки по Брэггу-Брентано с применением – фильтра. РФА носил полуколичественный характер; количественное соотношение фаз определяли по методике работы [37] сравнением интенсивности линий. Микрорентгеностпектральный анализ (МРСА) проводили с использованием растрового электронного микроскопа JSM-7401F (Jeol, Япония). Использовали ускоряющие напряжения в диапазоне 5…10 кВ. Химический состав определяли с помощью энергодисперсионного анализатора Oxford INCAEnergy (Oxford Instrument, Англия). Регистрацию характеристического рентгеновского излучения осуществлялась кремний-литиевым детектором со спектральным разрешением 133 эВ. Относительная ошибка определения концентрации элементов составила 20 %. Испытания на растяжение сплава Х65НВФТ при 20 °C и повышенных температурах проводили на установке «RMC100» (Schenck Trebel, США). Определяли пределы прочности (σв) и текучести (σт), относительное удлинение (δ) и относительное сужение (ψ). Образцы по ГОСТ 149711, тип IV; диаметр рабочей части D0 = 5 мм, расчетная длина l = 5 D0. Количество образцов на точку – пять. Относительная погрешность среднего арифметического определяемых величин с достоверностью 95 % не превышала 7 %. Прочность при изгибе твердых сплавов определяли на установке «Инстрон». Образцы 5 × 5 × 35; пять образцов на точку. Погрешность ± 15 %. Ударную вязкость KCU при 20 °C и повышенных температурах проводили на установке КМ-5. Образец по ГОСТ 945412 размером 10 × 10 × 55 мм с ГОСТ 9391-80 Сплавы твердые спеченные. Методы определения пористости и микроструктуры ГОСТ 1497-84 Металлы. Методы испытаний на растяжение 12 ГОСТ 9454-78 Металлы. Метод испытания на ударный изгиб при пониженных, комнатной и повышенных температурах 10 11 49 U-образным надрезом. Количество образцов на точку – семь. Относительная погрешность среднего арифметического значения KCU с достоверностью 95 % не превышала 10 %. Твердость. Определяли твердость по Роквеллу (HRC) прибор ТР, по Бринеллю прибор ТБ; по Виккерсу с нагрузкой 200 Н – прибор ТВ и микротвердость с нагрузкой 0,098 Н (10 г) на микротвердомере «Duramin-2» фирмы «Shimadzu» (Япония). Значения твердости оценивали, как среднее из пяти измерений. Относительная ошибка среднего значения с достоверностью 95 % не превышала 10 %. В связи с малыми размерами структурных составляющих сплава определение их твердости (микротвердости) проводили с малыми нагрузками – 10 гс. При этом следует учитывать, что значения твердости при малых нагрузках (1...200 гс) не постоянны, они увеличиваются при снижении нагрузки. Это показано в ряде работ [38, 39], в которых приводится причины этого явления, том числе в результате погрешностей из-за вибраций при измерениях, условиях приложения нагрузки и др. В настоящей работе показано, что одной из причин, определяющей разные значения твердости при внедрении индентора с неодинаковыми усилиями, является разница соотношений между упругой и пластической составляющими деформации. Т.е. это связано с самой сущностью метода. Доказательство зависимости значений твердости при малых нагрузках от величины усилия. При измерениях твердости условия нагружения близки к всестороннему сжатию [36]. При этом так же, как и при других видах приложения нагрузки, участок зависимости «σ - ε» (деформация – напряжение) будет прямолинейным. Угол наклона «α» этого участка прямой пропорционален модулю нормальной упругости Е, т.к. и модуль сдвига G и модуль всестороннего сжатия (объемной упругости) D связаны с модулем нормальной упругости линейно [40]: 50 𝐸 , 2(𝜇 + 1) (7) 𝐸 , 3(1 − 2 ∙ 𝜇) (8) 𝐺= 𝐷= где µ - коэффициент Пуассона. Зависимость «σ - ε» в испытаниях на сжатие нагрузках при напряжениях, превышающих предел пропорциональности, т.е. в условиях пластической деформации, можно аппроксимировать также прямой с углом наклона к «β» оси абсцисс, причем α > β. Погрешность при таком допущении мала (рисунок 2.1 [40, c 258]). Рисунок 2.1 Диаграмма сжатия (схема) [41] 1 – условная; 2 – истинная Рассмотрим соотношение между упругой (восстанавливаемый отпечаток) и пластической (не восстановленный – измеряемый отпечаток) составляющим деформации (рисунок 2.2). 51 Рисунок 2.2 Схема для оценки соотношения упругих и пластических деформаций при определении микротвердости При приложении напряжения, большего предела пропорциональности (σпц) 𝜎 = 𝜎пц + ∆𝜎 > 𝜎пц , (9) величина деформации (ε) при внедренном инденторе составит: 𝜀= 𝜎пц ∆𝜎 + , tg 𝛼 tg 𝛽 (10) После извлечения индентора из испытуемого материала исчезнет упругая деформация (εупр.), величина которой составит: 𝜀упр = (𝜎пц + ∆𝜎) , tg 𝛼 (11) Величина пластической деформации (εпл), равная разнице между общей и упругой деформацией составит: 52 𝜀пл = 𝜀 − 𝜀упр = 𝜎пц ∆𝜎 𝜎пц + ∆𝜎 ∆𝜎 ∆𝜎 + − = − = tg 𝛼 tg 𝛽 tg 𝛼 tg 𝛽 tg 𝛼 (12) ∆𝜎(tg 𝛼 − tg 𝛽) = , tg 𝛼 ∙ tg 𝛽 Отношение упругой и пластической деформации составит: 𝜀упр = 𝜀пл 𝜎пц +∆𝜎 𝜎пц +∆𝜎 tg 𝛼 ∆𝜎(tg 𝛼−tg 𝛽) ∆𝜎(tg 𝛼−tg 𝛽) = tg 𝛼∙tg 𝛽 = tg 𝛽 = (𝜎пц + ∆𝜎) tg 𝛽 = ∆𝜎(tg 𝛼 − tg 𝛽) (13) 𝜎пц ∙ tg 𝛽 + ∆𝜎 ∙ tg 𝛽 , ∆𝜎(tg 𝛼 − tg 𝛽) Величины 𝜎пц ∙ tg 𝛽 и (tg 𝛼 − tg 𝛽) являются константами, зависящими от свойств материала, обозначив их k1 и k2, соответственно, получим: 𝜀упр 𝑘1 ∆𝜎 ∙ tg 𝛽 𝑘1 tg 𝛽 = + = + , 𝜀пл ∆𝜎 ∙ 𝑘2 ∆𝜎 ∙ 𝑘2 ∆𝜎 ∙ 𝑘2 𝑘2 Член уравнения (14) tg 𝛽 𝑘2 (14) также зависит только от свойств материала и является константой (𝐾 ∗ ), в результате получим: 𝜀упр 𝑘1 = + 𝐾∗ , 𝜀пл ∆𝜎 ∙ 𝑘2 Обозначив 𝑘1 𝑘2 (15) = 𝐾 , получим: 𝜀упр 𝐾 = + 𝐾∗ , 𝜀пл ∆𝜎 (16) Таким образом, при увеличение нагрузки (т.е. Δσ,) доля пластической деформации (εпл) растет. Это, в свою очередь, означает, что при повышении нагрузки увеличивается величина невосстанавливаемого численные значения твердости снижаются. отпечатка, т.е. 53 Из этого следует, что при малых нагрузках сравнение значений твердости имеет лишь относительный характер, поэтому для сопоставимости результатов измерения следует выполнять с одинаковой нагрузкой, которую обязательно следует указывать (именно так проводились измерения твердости фаз в настоящей работе). При больших нагрузках, когда напряжения значительно превышают предел пропорциональности, доля упругой деформации снижается. При этом относительная величина восстанавливаемого отпечатка становится незначимой, ею пренебрегают. 2.3 Определения склонности сплавов к наклепу Склонность к наклепу один из факторов, определяющих обрабатываемость резанием. В литературе, посвященной обработке резанием [29, 2, 32], это свойство материала определяется косвенно по усадке стружки. В настоящей работе было проведено прямое определение склонности к наклепу – холодной прокаткой с последующим измерением твердости до и после прокатки. Склонность к наклепу (степень наклепа) оценивали относительным приростом твердости (Формула (5)), как это рекомендуется в работе [25]: Прокатку выполняли на прокатном стане «Кварто-175» со степенью деформации ~ 20 % (таблица 2.1). Прокатке подвергали образцы в состоянии поставки: отожженном для сплава Х65НВФТ; закаленном, а также закаленном и состаренном состоянии для сплава ХН77ТЮР (два варианта поставки сплава). 54 Таблица 2.1 Термическая обработка и степень пластической деформации при прокатке образцов из сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР Сплав Термическая обработка Х65НВФТ Отжиг 900°С, 16 ч Закалка 1080 °С, Закалка 1080°С +старение 750 °С, 16 ч ХН77ТЮР Сечение образца ДхШ, мм до прокатки после прокатки 27х4,9 Степень деформации, % 27,1х3,9 20,1 2.4 Осаждения покрытий на СМП из твёрдых сплавов КНТ16, ВК10-ХОМ, ВРК15 Покрытия наносили на установке ВИТ-2 [32, 42] при использовании технологии фильтруемого вакуумно-дугового осаждения. Для оценки обрабатываемости сплава Х65НВФТ использовали многослойно-композиционные нано-дисперсные покрытия (МКНП) последнего поколения. Такой выбор обоснован тем, что такие покрытия [42, 43] позволяют существенно снизить термомеханические напряжения, действующие на режущую часть инструмента и повысить сопротивляемость твердого сплава изнашиванию в условиях действия адгезионно-усталостных процессов, характерных для резания труднообрабатываемых и жаропрочных сплавов [44, 45, 46]. Высокая стойкость и стабильность результатов при использовании таких покрытий позволяет более надежно оценить свойство материала. При проведении исследований использовали два типа покрытий - на основе систем Ti-(TiAl)N-(TiCrAl)N и Ti-(TiAl)N-(TiZrAl)N [23]. Ниже в главе 5 приведены данные по покрытию Ti-(TiAl)N-(TiCrAl)N как более эффективному. Толщина субслоёв наружного и промежуточного слоев составляют 15-20 нм; размер зёрен 5...10 нм. Перед испытаниями проверяли качество покрытий на наличие капельной фазы – микрокапель титана, которая снижает адгезию покрытия и подложки и таким образом отсутствовала. стойкость инструмента с покрытием. Капельная фаза 55 2.5 Исследования обрабатываемости резанием жаропрочных сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР при точении резцами, оснащенными СМП При оценке обрабатываемости исследовали следующие параметры: - кинетику изнашивания при различных скоростях; - усилия резания; - шероховатость обработанной поверхности; - вид стружки. Основные исследования проведены на стенде (рисунок 2.3), который включал: - токарно-винторезный станок 16К20 с тиристорным приводом, позволяющим поддержать постоянную скорость резания при уменьшении диаметра заготовки путем бесступенчатого регулирования частоты вращения шпинделя станка; - универсальный динамометр УДМ 600, оснащённый ПК с программным обеспечением для измерения силы резания устройством с максимальной нагрузкой на опоры 6000 Н. 1 2 3 4 5 а) б) Рисунок 2.3 Стенд для исследований процесса резания а) – оборудование; б) – зона резания; 1 – токарный станок мод. 16К20 с тиристорным приводом; 2 – ПК с программным обеспечением для измерения силы резания; 3 – амперметры динамометра УДМ-600; 4 – заготовка; 5 – резцовая головка динамометра УДМ-600, с закрепленным инструментом 56 Величину изнашивания передней и задней поверхности (рисунки 2.4 [29, c 253] и 2.5) инструмента определяли на инструментальном микроскопе МБС-10 ТУ 3-3.191113. Измерение фаски износа с точностью 0,01 мм. Рисунок 2.4 Схема формируемых очагов изнашивания передней и задней поверхностей СМП из твёрдого сплава [29] Критерием отказа инструмента служила величина предельного изнашивания задней поверхности твёрдосплавной сменной многогранной пластины (СМП) равной hз=0,45...0,5 мм. Рисунок 2.5 Лунка износа в поле зрения микроскопа (25×) 13 ТУ 3-3.1911-89 Микроскопы стереоскопические МБС-10, МБС-10К и принадлежности 57 Стойкостные исследования инструмента проводили в условиях сухого точения. Фиксировали величину износа, а также выкрашивания режущей кромки, макро- и микро сколов режущей части СМП и т.д. Регистрация значений параметров износа после начала резания производили через равные промежутки времени, соответствующие 1, 3, 5 минутам резания. Последующие интервалы времени, через которые производили фиксацию износа, выбирали с учётом темпа нарастания износа. По зафиксированным значениям параметров строили зависимости «износ-время». Испытания с одними режимами резания выполняли по 3…4 раза. Погрешность не превышала 10…15 %. Шероховатость поверхности оценивали на профилографе -профилометре модели Hand-held Roughness Tester TR200 (Япония). Измерение шероховатости производили на обработанной поверхности заготовки непосредственно после завершения процесса без снятия заготовки со станка. Юстировку прибора для оценки шероховатости осуществляли по «эталонам шероховатости». Прибор работает контактным профильным методом ощупывания измеряемой поверхности головкой острозаточенной иглой приводимой в поступательное перемещение по определенной трассе перпендикулярно относительно рискам обработанной поверхности. Ось иглы располагалась по нормали к поверхности. Прибор TR200 последовательно по мере перемещения щупа по поверхности преобразует измеряемый профиль сначала в механические, а затем в электрические колебания с фиксацией отклонения на дисплее. Игла выполнена из алмаза с радиусом закругления 10 мкм. Настройка прибора осуществлялась по прецизионному образцу с шероховатостью Rа = 3,05 мкм. Результаты измерения высвечивались на экране дисплея с точностью до сотых долей микрона. Прибор показывает Ra, Ry, Rz. Среднеарифметическое отклонение абсолютных значений профиля в пределах базовой длины 𝑅𝑎 оценивается зависимостью: 58 1 𝑒 𝑅𝑎 = ∫ |𝑦(𝑥)|𝑑𝑥 , 𝑒 0 (17) Высота неровностей 𝑅𝑧 – сумма средних абсолютных значений высот пяти наибольших выступов и глубин пяти наибольших впадин профиля в пределах базовой блины измерения: 5 5 1 𝑅𝑧 = (∑ |𝐻𝑖𝑚𝑎𝑥 | + ∑ |𝐻𝑖𝑚𝑖𝑛 |), 5 𝑖=1 𝑖=1 Усилия резания определяли с помощью динамометра (18) УЦДМ-600 (см. рисунок 2.3). Режущий инструмент. В качестве режущего инструмента использовали токарные резцы с механическим креплением сменных многогранных пластин (СМП) из различных марок твёрдого сплава (с покрытием и без покрытия) (рисунок 2.6) по стандарту ISO 183214 – CSSNR2516M12. При закреплении СМП формы SNUN (стандарт ISO 513) в используемую державку обеспечивали следующее значение геометрических параметров режущей части: = - 8; = 8; = 45; 1 = 45; = 0 Рисунок 2.6 Токарный резец с механическим креплением твердосплавных СМП Режимы резания выбирали в соответствии с рекомендациями по обработке жаропрочных сплавов по ГОСТ 2575115 и стандартам ISO 513 (обработка специальных сплавов на основе железа, никеля, кобальта, хрома, титана и др.) для области применения S01 - S20. Такие режимы резания (чистовая, получистовая 14 15 ISO 1832:2012 Сменные пластины для режущих инструментов Обозначение ГОСТ 25751-83 Инструменты режущие. Термины и определения общих понятий 59 обработка) были выбраны, т.к. именно такой обработке подвергают реальные изделия из сплава Х65НВФТ. В результате металлургического передела получают заготовки высокого качества, для которых черновая (предварительная) обработка не нужна. Исследования проводили при продольном точении сплавов на следующих режимах резания: - скорость резания варьировалась в пределах V = 20 - 50 м/мин; - глубина резания - t = 1,0 мм; подача – S = 0,15 мм/об были постоянными при всех скоростях резания. Исследования обрабатываемости материала точением обусловлены следующими обстоятельствами. Между показателями обрабатываемости при точении и с другой стороны, при сверлении и фрезеровании хорошая корреляция (см. рисунок 1.1). Кроме того, в настоящее время детали, изготавливаемые из сплава Х65НВФТ – тела вращения. 2.6 Математическая обработка результатов исследований определения механических свойств и стойкостных испытаний Малая выборка. При определении механических свойств и значений стойкости инструмента пользовались методами математической обработки для малой выборки. При малом количестве экспериментов (малом объеме выборки менее 20...30 экспериментов на точку), основной задачей является определение с заданной вероятностью интервала, в котором находится средняя арифметическая (математическое ожидание) генеральной совокупности [47, 48]. Под генеральной совокупностью подразумевается выборка из n измерений (единиц) какого-либо свойства, причем n. 60 Т.е. определение вероятности Р того, что математическое ожидание а генеральной совокупности располагается в интервале ( ) (это доверительный интервал). Расчет проводится из предположения, что распределение измеряемой величины подчиняется нормальному закону распределения, встречающемуся в технике наиболее часто. Пусть имеем выборку из n единиц: x1, x2, …xn, в которой: – среднее арифметическое, – среднеквадратичное отклонение. Для нормального закона распределения «нормированное» отклонение, т.е. разность между текущим значением переменной и средней совокупности, отнесенная к среднеквадратичному среднеквадратичного отклонения, а отклонению, подчинятся не зависит определенному от закону распределения [47, 48]. Нормированное отклонение средних арифметических разных выборок t составляет: 𝑡= 𝜇−𝛼 , 𝜎𝜇 (19) где 𝜎𝜇 – среднеквадратичное отклонение средней арифметической разных выборок. Известно [48], что дисперсия средней арифметической выборок в n раз меньше дисперсии переменной, т.е. 𝜎𝜇2 𝜎2 𝜎 = ⇒ 𝜎𝜇 = , 𝑛 √𝑛 (20) Закон распределения нормированного отклонения описывается следующей формулой [48]: 61 − 𝑡2 𝑓(𝑡, 𝑘) = 𝐶𝑘 (1 + 2 ) 𝑘 𝑘+1 2 , (21) где 𝑘 – число степеней свободы системы (т.е. то количество значений признака, которые могут принять произвольные значения, не изменяя общего уровня, около которого эти значения варьируют). В нашем случае имеем 𝑛 значений переменной, из них произвольно мы можем назначить 𝑛 − 1 значения с тем, чтобы сохранить величины 𝜇 и 𝜎 нашей выборки. Таким образом, 𝑘 = 𝑛 − 1. Вероятность того, что t не превзойдет некоторого числа 𝑡𝛼 , т.е. лежит в интервале −𝑡𝛼 < 𝑡 < 𝑡𝛼 оценивается интегралом: 𝑡𝛼 ∫ 𝑓(𝑡, 𝑘)𝑑𝑡 , (22) −𝑡𝛼 Значения этого интеграла при условии, что вероятность события 𝑃(−𝑡𝛼 < 𝑡 < 𝑡𝛼 ) = 𝛼 вычислены [48]. Поскольку 𝑡𝛼 = 𝜇−𝑎 𝜎𝜇 и мы знаем вероятность 𝑃 = 𝛼 того, что −𝑡𝛼 < 𝑡 < 𝑡𝛼 , имеем: −𝑡𝛼 < 𝜇−𝑎 < 𝑡𝛼 , 𝜎𝜇 (23) Отсюда: −𝑡𝛼 ∙ 𝜎 < (𝜇 − 𝑎) < 𝑡𝛼 ∙ 𝜎𝜇 . Задав вероятность 𝑎, близкую к единице, чтобы можно было считать событие практически достоверным (например, 𝑎 = 0,95), можно найти величину 𝑡𝛼 . Имея значения 𝑎 и 𝑘, и вычислив 𝜎𝜇 , находим произведение 𝑡𝛼 ∙ 𝜎𝜇 = 𝜉. Тогда, с вероятностью 𝑎, математическое ожидание генеральной совокупности а лежит в интервале 𝜇 ± 𝑡𝛼 ∙ 𝜎𝜇 . В настоящей работе пользовались ускоренным «бестабличным» методом [49]. 62 Математическое ожидание генеральной совокупности « 𝑎» при выборке из 𝑛 единиц определяется по формуле: 𝑎 = 𝜇 ± 𝑚𝜎𝜇 , (24) где μ среднее арифметическое выборки из 𝑛 единиц (измерений): ∑𝑖=𝑛 𝑖=1 𝑥𝑖 𝜇= , 𝑛 (25) 𝜎𝜇 – среднее квадратичное отклонение среднеарифметических значений 1 разных выборок: 𝜎𝜇 = 𝜎 ∙ 𝑛2 ; m – целочисленный коэффициент, зависящий от уровня вероятности α: для α=0,7; m=1; для α=0,95; m=2; для α=0,99; m=3. Учитывая, что 𝜎 – среднее квадратичное отклонение выборки из 𝑛 единиц: 2 ∑𝑖=𝑛 𝑖=1 (𝑥𝑖 − 𝜇) , 𝑛−1 (26) ∑𝑖=𝑛 (𝑥𝑖 − 𝜇)2 𝑖=1 𝜎𝜇 = √ , 𝑛(𝑛 − 1) (27) 𝜎=√ В настоящей работе расчет вели для 70 % -ной вероятности (m=1). Дисперсионный анализ. Для оценки стабильности технологических процессов термической обработки использовали дисперсионный анализ. [48]. 63 Выводы по главе 2 1 Использование применяемых в работе методов и методик позволяет выполнить исследование структуры и свойств сплава Х65НВФТ, а также характеристик процесса точения этого сплава. 2 Большой объем стойкостных исследований с применением различных инструментальных материалов позволяет выбрать рациональный материал сменных многогранных пластин, для оснащения инструмента, предназначенного для обработки жаропрочного сплава на основе хрома. 64 ГЛАВА 3 ИССЛЕДОВАНИЯ ВЛИЯНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ СПЛАВА Х65НВФТ НА ПАРАМЕТРЫ ПРОЦЕССА РЕЗАНИЯ Структура, свойства и механизм разрушения сплава Х65НВФТ при 20 °C, а также кратковременные механические свойства при повышенных температурах определяют его технологичность при обработке резанием. Кроме того, характер разрушения (хрупкое, вязкое) определяет производительность обработки, шероховатость обработанной поверхности, условия стружкообразования. Исследования превращений при термической обработке необходимы для обоснования технологии получения структуры, обеспечивающей лучшую обрабатываемость сплава. При анализе литературных данных было показано, что для сплавов на основе никеля и тугоплавких металлов высокая производительность обработки резанием достигается для заготовок или в отожженном, или в закаленном состоянии. Более того, для одного и того же сплава лучшие результаты по различным критериям обрабатываемости могут обеспечиваться неодинаковыми структурами, т.е. различными технологиями термической обработки. Так, лучшая производительность при обработке заготовок из сплава ХН77ТЮР обеспечивается их закалкой (минимальная твердость), а меньшая шероховатость обработанной поверхности двойной термической обработкой – закалкой с последующим старением (повышенная твердость) [5]. 3.1 Исследование структуры сплава в состоянии поставки В соответствии с диаграммой состояния «Ni – Cr» (рисунок 3.1 [35, c 56]) структура сплавов этой системы в равновесном состоянии включает следующие фазы [35]: твёрдый раствор никеля в хроме с объёмноцентрированной кубической (ОЦК) кристаллической решёткой (α-фаза); 65 твёрдый раствор хрома в никеле с гранецентрированной кубической (ГЦК) кристаллической решёткой (γ-фаза); интерметаллид Ni2Cr, с широкой областью гомогенности, образующийся при температуре 590 °C в результате упорядочения расположения атомов в узлах объёмно-центрированной орторомбической кристаллической решётки (γ´-фаза). Рисунок 3.1 Диаграмма состояния «Ni - Cr» [35] (выделен состав, соответствующий соотношению Ni и Cr в сплаве Х65НВФТ) По результатам нашего исследования в структура сплава Х65НВФТ состоянии поставки (после прессования по техническим условиям предусмотрена изотермическая выдержка при 900°C, 16 часов),– - и γ-фазы (рисунок 3.2), их объемное соотношение близко к 50:50. Рисунок 3.2 Рентгенограмма сплав Х65НВФТ в состоянии поставки По данным РФА - фаза – это твердый раствор никеля в хроме с кристаллической ОЦК, период решетки а = 2,90 А. γ-фаза это интерметаллид 66 состава Ni11Cr9 с ГЦК решеткой и периодом а = 3,60 А. Это подтверждено МРСА, выполненным для двух разных полей зрения. Для γ-фазы получены следующие объемные соотношения никеля и хрома (в %) – 54,8 : 39,9 и 47,9 : 44,9. С учётом атомной массы хрома и никеля (52,01 г/моль и 58,69 г/моль, соответственно) и погрешности метода их атомное соотношение в γ-фазе составляет приблизительно 1:1. При этом упорядочение атомов в γ-фазе отсутствует, об этом свидетельствует разные соотношения никеля и хрома разных участков фазы. Превращения типа «порядок ↔ беспорядок», связанные с замещением атомов одного сорта атомами другого сорта имеют небольшую скорость [50], т.е. упорядочение требует длительных изотермических выдержек, чего принятая технология не обеспечивает. Результаты наших последующих исследований структуры сплава в закаленном состоянии (закалка от температуры от температур выше эвтектического превращения, например от 1000°C), когда фиксировали высокотемпературную фазу γ – фазу, показали, что на рентгенограммах линии γ-фазы, зафиксированной в результате закалки, идентичны линиям γ-фазы, т.е. обе фазы имеют ГЦК - решетку с периодом а = 3,60 А. Поэтому в дальнейшем мы не делаем различий между этими фазами и будем оперировать понятием γ-фаза. Зерна γ-фазы имеют вытянутую форму вдоль направления горячей пластической деформации (рисунок 3.3а), в направлении перпендикулярном прокату (поперечном), они образуют мелкозернистую структуру (рисунок 3.3б). а) б) Рисунок 3.3 Структура сплава Х65НВФТ в состоянии поставки: а – продольный шлиф; б – поперечный шлиф 67 Основа сплава имеет мелкопластинчатое строение (см. рисунок 3.3), и представляет смесь α и γ - фаз, состав основы близок составу сплава (таблица 3.1). В структуре сплава имеются также неметаллические включения (рисунок 3.4, они также отчетливо видны на рисунок 3.18в, г). По результатам МРСА – это оксиды алюминия, а также сложные оксиды, в состав которых входят алюминий и титан, или алюминий, титан и хром (таблица 3.1 и рисунок 3.4). Таблица 3.1 Химический состав фаз сплава Х65НВФТ в состоянии поставки Элемент структуры Содержание химических элементов, % O Al Si Ti V Cr Ni W 35,7 3,9 0,5 52,2 0,5 5,7 1,3 0,2 39,6 2,6 0,5 51,1 0,4 5,0 0,8 - 41,1 6,7 0,3 46,0 0,4 4,5 08 0,3 γ-фаза (спектр от точки 4) 1,5 - 1,0 - 0,3 37,9 58,1 1,3 Основа (α + γ) (спектр от точки 5) 2,9 0,3 0,7 0,1 0,2 62,5 31,4 1,9 Неметаллические включения (спектр от точек 1, 2, 3) Рисунок 3.4 Химический состав включений, γ - фазы и основы (α + γ) сплава Х65НВФТ в состоянии поставки (данные МРСА) Более подробное изучение неметаллических включений (таблица 3.2) показывает, что содержание кислорода в оксидах может меняться в достаточно широких пределах. В таблице 3.2 приведен химический состав типичных по морфологии включений, а на рисунок 3.5 типичный спектр одного из включений. Основные линии – кислорода, титана, алюминия, хрома. 68 Таблица 3.2 № Химический состав неметаллических включений O 66 61 62 72 60 55 80 81 1 2 3 4 5 6 7 8 Al 34 39 3 16 2 11 6 Химический состав, % масс. Si Ti Cr 31 3 7 1 22 12 45 7 8 3 Ni 5 1 Ce 3 - Рисунок 3.5 Линии микро-рентгено-спектального анализа (МРСА) включения 3.2 Механические свойства сплава в состоянии поставки Твердость. Микротвердость фаз сплава (таблица 3.3) в связи с их малыми размерами определялась методом Виккерса с нагрузкой 10 гс (параграф 2.2). Полученные значения твердости позволяют судить об относительных значениях твердости фаз (соотношении твердости), т.к. при испытаниях с малой нагрузкой, в соответствии с литературными данными [38, 39] и, как это было доказано нами (параграф 2.2), получаются завышенные значения, по сравнению с определениями макротвердости (методы Роквелла, Бринелля, Виккерса с большими нагрузками). Твёрдость оксидов свыше 1500 HV 0,01. Однако, в связи с малым объёмным содержанием, их влиянием на фазовые превращения и твёрдость сплава можно пренебречь. 69 Твёрдость основных фаз – и γ существенно различается и составляет, соответственно, 578 HV 0,01 и 434 HV 0,01. Твёрдость сплава в состоянии поставки – 36...38 HRC, это достаточно хорошо согласуется с измерениями твёрдости по Виккерсу Твердость, HV10 Твердость средняя, HV10 при нагрузке 19,6 Н – 377 HV 2. Таблица 3.3 Твердость фаз и основы сплава Фаза α - фаза γ - фаза оксиды основа (α + γ) Длина диагонали отпечатка, мкм D1 D2 5,90 5,90 5,70 5,60 5,40 5,50 5,80 5,90 5,60 5,60 6,10 6,15 6,90 6,50 6,50 6,90 6,30 6,60 6,50 6,50 3,40 3,40 3,40 3,40 3,50 3,40 3,40 3,60 3,50 3,40 6,50 6,50 6,60 6,20 6,50 6,40 6,40 6,70 6,50 6,50 541,00 580,50 624,70 547,30 594,70 463,10 412,90 409,00 443,90 439,20 1587,30 1587,30 1587,00 1497,40 1555,90 439,20 453,10 440,90 434,80 439,60 578 ± 41 434 ± 27 1563 ± 47 442 ± 8 Примечание. Нагрузка 10 гс, время выдержки индентора под нагрузкой 15с. Ударная вязкость и порог хладноломкости. Механические свойства – предел прочности, ударная вязкость, а также характеристики пластичности относительное удлинение и сужение существенно зависят от температуры. Важно иметь информацию об этих свойствах при температурах, возникающих в зоне резания при обработке сплава. 70 Для правильной оценки и обсуждения закономерностей изменения этих характеристик необходимо знать, в каком температурном интервале относительно температур порога хладноломкости выполняются испытания. Поэтому, прежде всего, нами была построена зависимость ударной вязкости от температуры испытаний для определения порога хладноломкости. Для хрома, так же, как и для ряда тугоплавких металлов и сплавов на их основе характерен высокий порог хладноломкости, значительно, на сотни градусов, превышающий цеховую (20...25 °C) температуру [1]. Это подтвердили и наши испытания. Определения ударной вязкости показали, что порог хладноломкости сплава Х65НВФТ располагается в интервале, ~ 500...1100 °C (таблица 3.4 и рисунок 3.6). Таблица 3.4 Ударная вязкость сплава Х65НВФТ в зависимости от температуры Ударная вызкость KCU, кДж/см2 Температура Ударная вязкость, испытаний, °C кДж/см2 20 2,0 500 4,2 800 10 1000 15 1150 15 1200 15,5 Порог хладноломкости Температура, оС Рисунок 3.6 Ударная вязкость сплава Х65НВФТ в зависимости от температуры 71 Пределы прочности и текучести, относительное удлинение и сужение в зависимости от температуры испытаний. Определения механических свойств проводили при температурах: - ниже порога хладноломкости – при 20 °C; - в интервале порога хладноломкости – при 900 и 1050 °C; - выше порога хладноломкости – 1100 ° C. Характер изменения пределов прочности и текучести меняется достаточно монотонно – при повышении температуры эти характеристики плавно снижаются. Более интенсивное падение наблюдается в интервале температур порога хладноломкости. Однако, следует иметь в виду что в таблице 3.5 и на рисунке 3.7 показаны не истинные значения, а заниженные значения этих характеристик – они определяются как отношение усилия к первоначальной площади образца, без учета уменьшения его сечения. Таблица 3.5 Механические свойства сплава Х65НВФТ в зависимости от температуры испытаний Температура, °С σв, МПА σ0,2, МПА δ,% Ψ,% 20 1100 850 16 26 500 880 670 20 32 800 530 290 21 34 900 370 195 36 36 1050 240 90 48 42 1150 50 13 160 96 Более показательны характеристики пластичности – относительное удлинение (δ) и сужение (Ψ). При температуре 1100 °C наблюдается скачкообразный рост относительного удлинения до ~ 160 % относительного сужения – до ~ 96 % , т.е. пластичность сплава резко повышается при температурах, превышающих верхнюю границу порога хладноломкости. В интервале температур порога хладноломкости и ниже этого порога изменения свойств изменяются несущественно (см. таблицу 3.5 и рисунок 3.7), это отчетливо наблюдается и при изучении вида образцов после испытаний (рисунок 3.8). 72 Как будет показано ниже, такое изменение свойств существенно влияет на обрабатываемость сплава. σВ,σ0,2, МПа δ,ψ, % σВ σ0,2 ψ δ Температура, оС Рисунок 3.7 Предел прочности (σв), предел текучести (σ0,2), относительное удлинение (δ) и относительное сужение (ψ) сплава Х65НВФТ в зависимости от температуры 3.3 Характер разрушения сплава Х65НВФТ Характер разрушения сплава меняется при повышении температуры испытаний, это отчетливо иллюстрируется, как было показано выше, изменениями механических свойств (δ и ψ – на рисуноке 3.7). В зависимости от того, в каком температурном интервале происходит разрушение, меняется его механизм: - при температуре ниже порога хладноломкости разрушение хрупкое практически без пластической деформации (рисуноки 3.8а и 3.9); 73 - при температурах в интервале порога хладноломкости разрушение хрупкое, однако, в отличие от разрушения, рассмотренного выше, ему предшествует пластическая деформация (рисуноки 3.8а, в и 3.10); - при температурах выше порога хладноломкости разрушение вязкое (рисунки 3.8г и 3.11). Механизмы разрушения связаны с изменениями структуры сплава при нагреве. Рисунок 3.8 Вид образцов после разрушения в ходе испытаний на растяжение при различных температурах: а – 20 °C; б – 900 °C; в – 1050 °C; г – 1100 °C а) б) Рисунок 3.9 Хрупкое разрушение при 20°C. Продольные шлифы: а – линия разрушения; б – микротрещины в зоне излома Хрупкое разрушение (сколом) (см. рисунок 3.9), исследованное во многих работах [11, 12, 13, 51, 15, 52], развивается в две стадии – зарождение и распространение трещины. Причинами зарождения трещины могут быть дефекты 74 металла, концентрация дислокаций перед препятствиями различного рода (границы зерен, межфазные границы, включения) и т.п. а) б) Рисунок 3.10 Разрушение в температурном интервале порога хладноломкости Продольные шлифы: а – 900 °C; б – 1050 °C Рисунок 3.11 Разрушение при температуре 1100°C, выше порога хладноломкости В исследованном сплаве источниками концентраторов напряжений и, таким образом, причинами зарождения трещин могут служить сложные оксиды, подвергающиеся сильному дроблению в результате горячей пластической деформации, на которых отчетливо видны линии скольжения и микротрещины (рисунок 3.12). При растяжении разрушение образца в идеале должно происходить путем разрыва межатомных связей, т.е. по плоскости перпендикулярной линии действия нагрузки [11]. В реальных металлах это, естественно не соблюдается из-за наличия различного рода дефектов. 75 Рисунок 3.12 Неметаллические включения в сплаве Х65НВФТР. Продольный шлиф Характер разрушения сплава Х65НВФТ при 20 °C показывают хорошее совпадение с результатами работы [15] – линия разрушения близка к горизонтальной (см. рисунки 3.8а и 3.9а). Выявленные нами при большем увеличении микротрещины того же образца в зоне разрушения имеют, в основном, небольшой угол наклона к горизонтали (см. рисунок 3.9б). Пластическое (вязкое) разрушение. При повышении температуры испытаний от 20 °C до 900 °C и 1050 °C и далее к 1100 °C характер разрушения изменяется. От хрупкого он переходит к разрушению, сочетающему механизмы пластического (I стадия) и хрупкого разрушения (II стадия) при температурах 900 °C и 1050 °C и, наконец, к пластическому разрушению при 1100 °C. Стадия I развиваются в результате образования пор, и их соединения (роста). При этом образующаяся трещина движется от центра к поверхности, в направлении перпендикулярном приложению нагрузки. Причина этого – неравномерное распределение нормальных напряжений по сечению. В центре они максимальны, в отличие от касательных, распределенных равномерно (рисунок 3.13 [13, c 258]). Структурными факторами, определяющими зарождение пор, является наличие дефектов, а также фаз, обладающих различными свойствами. Различие упругих и пластических свойств таких фаз вызывает при нагружении образование поры либо на межфазной границе, либо при наличии инородных частиц, их разрушением [15]. 76 Рисунок 3.13 Распределение напряжений в образце при испытаниях на растяжение: 1 – нормальные; 2 – максимальные касательные [13] При испытаниях в температурном интервале порога хладноломкости нами наблюдалось зарождение пор только в результате отрыва включений от матрицы (рисунок 3.14а [53, c 966]), т.е. по границе «матрица - включение». Интересно отметить одинаковые причины зарождения пор (очень близкая морфология – рисунок 3.14б) образующихся на границе «матрица – оксид», как в настоящей работе, так и в ранних работах [13, 53]. Рост пор определяется, тем, что под действием напряжений перемычки между порами разрушаются, и они сливаются [15]. Под действием приложенной нагрузки фактическое сечение образца уменьшается как за счет возникновения пор, так и появления шейки. Это приводит к росту истинных напряжений. Заключительный этап процесса (II стадия) – квазихрупкое разрушение, когда трещина при приближении к поверхности поворачивается под углом ~ 45˚, при этом образуется ямочный излом (в работах [13, 15, 54] излом называют чашечным). Характер разрушения сплава Х65НВФТ при температурах 900 °C и 1050 °C соответствует описанному механизму. Образцы имеют характерный ямочный излом (см. рисунок 3.8б, в и 3.10а) или, при большей доле пластической 77 деформации излом, расположенный под углом ~ 45° к приложению нагрузки (см. рисунок 3.8в, в и 3.10б) («лезвие ножа» по классификации работы [15]). б) а) Рисунок 3.14 Образование пор у включений: а – оксиды меди в меди [53]; б – оксиды в сплаве Х65НВФТ (900 °С) Повышение температуры от 900 °C до 1050 °C приводит к росту пластичности сплава, при этом увеличиваются относительное удлинение, относительное сужение образцов (см. рисунки 3.7 и 3.8б, в) и объем пор (см. рисунки 3.10а, б). Рост объема пор при повышении температуры испытания закономерен – снижается прочность металла, быстрее разрушаются перемычки между порами. Механизмы разрушения образцов при температурах выше порога хладноломкости 1100 °C и в температурном интервале порога хладноломкости 900 и 1050 °C принципиально различаются. В результате разрушения при 1100 °C, прежде всего, меняется вид излома, величина сужения составляет 96 %, т.е. шейка в этом случае практически превращается в точку (см. рисунок 3.8г). Наблюдается большая пористость (см. рисунок 3.11), поры вытянуты вдоль приложения нагрузки. Зарождение пор при таком высокотемпературном разрушении нельзя связать с включениями. Объем пор существенно превосходит объем 78 неметаллических включений, и они расположены по всему сечению (рисунок 3.15). В этом случае источником зарождения пор являются межфазные границы зерен «твердый раствор – интерметаллид». Механизм разрушения при 1100 °C, приводящий к точечному излому, оценивается в работе [15] не как истинное разрушение, под которым понимается разделение тела на части путем разрыва межатомных связей – распространением трещины. Разрушение происходит под действием касательных напряжений вследствие пластической деформации, вызывающей утонение образца вплоть до его разделения на две части. Анализ свойств и характера разрушения сплава Х65НВФТ показывает, что при температурах, возникающих в зоне резания при обработке заготовок инструментом, которые ниже верхней границы порога хладноломкости – 900 °C [29, 55], пластичность сплава невысока, разрушение можно охарактеризовать как хрупкое. Это важно, так как характер разрушения определяет склонность к наклепу, условия стружкообразования. Рисунок 3.15 Разрушение при температуре выше порога хладноломкости – при 1100°C; поперечный шлиф 79 3.4 Фазовые превращения при термической обработке сплава Х65НВФТ Как было показано в аналитическом обзоре (глава 1) данные о фазовых превращениях сплавов на основе хрома и их влиянии на структуру и свойства в справочной и периодической литературе отсутствуют. Вместе с тем, фазовые превращения, происходящие в результате термической обработки, могут заметно изменять свойства сплава Х65НВФТ (по сравнению с отожженным состоянием). Эти изменения могут существенно влиять не только на эксплуатационные (жаропрочность, жаростойкость), но и технологические свойства, в том числе на обрабатываемость резанием. Превращения при закалке. Для оценки возможности использования диаграммы состояния «Ni–Cr» для прогнозирования и обсуждения превращений, происходящих в реальном сплаве Х65НВФТ, исходно (перед термической обработкой) находящемся в состоянии поставки и содержащем, помимо основных компонентов - хрома и никеля, небольшие количества других легирующих элементов, провели сравнение количественных соотношений α- и γ-фаз, используя разные методы. Экспериментально – РФА для сплава Х65НВФТ и теоретически – расчетом с помощью конод по диаграмме состояния «Ni - Cr» для сплава «Cr – 32%Ni» (таблица 3.6 и рисунок 3.16 [35, c 56]). Достаточно хорошее совпадение результатов (см. таблицу 3.6) позволило дать положительный ответ о возможности использования диаграммы состояния для оценки структурных превращений. Закалка сплава Х65НВФТ вызывает очень сильное упрочнение. Упрочнение сплава Х65НВФТ - «твёрдорастворное», оно реализуется, в результате закалки за счет изменения состава твердого раствора и изменения фазового состава. При этом наблюдается аномально сильное упрочнение - достигается повышение твёрдости более 20 HRC (таблица 3.7). 80 Таблица 3.6 Относительное количество γ-фазы в сплавах Х65НВФТ и «Cr – 32%Ni» в зависимости от термической обработки Термообработка Сплава Х65НВФТ Отжиг 900 °C 16 ч. Охл. на воздухе до 20 °C 590 1000 1100 1150 1180 1200 1250 Относительное количество γ-фазы, % Х65НВФТ «Cr – 32%Ni» 47 – Закалка от температуры, °С – 47 40 33 8 5 0 49 (конода «a-b-c») 49 (конода «a1-b1-c1») 45 (конода «a2-b2-c2») 33 9 8 (конода «a3-b3-c3») 0 Примечания 1 Приняли, что суммарное количество α- и γ-фаз составляет 100 %; долю неметаллических включений не учитывали из-за их малого количества. 2 Коноды при температурах 1150 и 1180 °C на рисунке 3.16 не показаны, чтобы не перегружать рисунок. Рисунок 3.16 Диаграмма состояния сплавов «Ni - Cr» [35] Сплав «Cr – 30%Ni» выделен; «a – b - c» с различными цифровыми индексами – коноды при разных температурах 81 Таблица 3.7 Твёрдость сплава Х65НВФТ и микротвердость фаз сплава в зависимости от термической обработки Термообработка HRC HV 2 Отжиг 900°C 16 ч. Охл. на воздухе до 20°C Доп. отжиг 1300°C 6 ч. Охл. с печью до 20°C Закалка 1300°C Закалка 1250°C Закалка 1200°C Закалка 1180°C Закалка 1150°C Закалка 1100°C Закалка 1000°C 35 35 58 58 57 57 57 50 45 380 390 – – 700 – – – – HV 0,01 α-фаза γ-фаза – – 580 435 870 – – – 790 470 875 440 – – – – – – Примечание Дополнительный отжиг 1300 °C выполнен для укрупнения частиц γ-фазы с целью корректного измерения их микротвердости. В таблице 3.7 приведены значения твердости после закалки с охлаждением в масле. Для того, чтобы удостовериться, что при такой закалке фиксируется высокотемпературное состояние, т.е. не происходит диффузионных процессов, связанных с выделением γ-фазы, что привело бы к снижению твердости, нами, в методических целях, была выполнена также закалка в с охлаждением в воде. Значения твердости при закалке в воду и масло практически не отличались – все значения в пределах ошибки измерения (таблица 3.8). Таблица 3.8 Твердость сплава Х65НВФТ в зависимости от температуры закалки и среды охлаждения Температура закалки, °C Без закалки (состояние поставки) 1000 1050 1100 1150 1200 1250 1300 Твердость, HRC, для охлаждающей среды вода масло 35 45 45 50 58 54 59 57 58 58 58 58 Аномально высокая эффективность твердорастворного упрочнения сплава Х65НВФТ достигается, прежде всего, за счет сильно изменяющейся при 82 повышении температуры растворимости никеля в α-твёрдом растворе. Согласно диаграмме состояния растворимость никеля в α-фазе низкая ~2 % при 500 °C (см. рисунки 3.1 и 3.16) и она, по-видимому, уменьшается при понижении температуры до 20 °C. Нагрев значительно повышает эту растворимость – до 30 % при 1250 °C. Быстрое охлаждение при закалке, предотвращает диффузионные превращения, заключающиеся в выделение никеля из α-твёрдого раствора и образовании γ-фазы. В результате получается сильно пересыщенный α-твердый раствор, концентрация никеля в котором более чем на ~28 % больше равновесной. Как следствие, закалённая α-фаза приобретает высокую твердость. Вклад γ-фазы в упрочнение сплава незначителен (см. таблицу 3.7). Концентрация хрома в γ-фазе в результате закалки практически не меняется. Она составляет ~50 % при 20 °C (согласно данным РФА и МРСА) и столько же при 1300 °C (см. рисунки 3.1 и 3.16). При более низких температурах нагрева концентрация хрома в γ-фазе может быть даже ниже. Вторым фактором, определяющим упрочнение сплава Х65НВФТ при закалке, является изменение фазового состава, а именно уменьшение в структуре количества «мягкой» γ-фазы при повышении температуры нагрева под закалку (см. таблицу 3.7). Это подтверждается как данными РФА (рисунок 3.17– уменьшением интенсивности линий γ-фазы), так и металлографическим анализом (рисунок 3.18). Максимальное упрочнение достигается закалкой сплава Х65НВФТ от 1250°C, фиксирующей при комнатной температуре отсутствие γ-фазы – её линии на рентгенограмме отсутствуют (см. рисунок 3.17в). Изменения структуры и свойств в зависимости от температуры закалки хорошо согласуются с фазовыми превращениями, прогнозируемыми анализом диаграммы состояния «Ni – Cr». Закалка от 1000°C не меняет принципиально строения сплава. Увеличивается размер пластин и расстояние между ними, но пластинчатое строения основы сохраняется, количество не меняется (см. рисунки 3.2, 3.18 и таблицу 3.6). γ-фазы практически 83 а) б) в) Рисунок 3.17 Рентгенограммы (имитированные спектры) образцов сплава Х65НВФТВ после закалки: а -1000 °C; б – 1150 °C; в – 1250 °C 84 а) б) в) г) Рисунок 3.18 Микроструктуры сплава Х65НВФТ после закалки: а – 1000 °C; б – 1150 °C; в – 1200 °C; г – 1250 °C Существенное изменение структуры происходит при закалке от более высоких температур. При закалке от 1100 °C (начало интенсивного растворения никеля в α-фазе) и 1150 °C исчезает пластинчатое строение, наблюдается рост зерна α-фазы, уменьшается количество γ-фазы (рисунок 3.18б, в и таблица 3.6). Закалка от 1250 °C вызывает полное растворение γ-фазы, зерно принимает полигонизованную форму с высокоугловой границей 120° (рисунок 3.18). На рентгенограммах происходит увеличение ширины линии (110) α-фазы (см. рисунки 3.2 и 3.17в), что свидетельствует о возникновении существенных закалочных напряжений и увеличении концентрации дефектов кристаллического строения. Отпуск при температуре 350 °C, выполненный для снятия (снижения) напряжений, не уменьшил твердости сплава, она такая же, как после закалки. 85 Изменения твердости при повышении температуры закалки (рисунок 3.19) хорошо согласуются с фазовыми и структурными превращениями сплава. Её более интенсивный рост начинается при закалке от 1100 °C. Это температура начала активного растворения «мягкой» γ-фазы; количество α-фазы, напротив, увеличивается и меняется ее состав - возрастает концентрация никеля, т.е. уровень легирования в соответствии с линией «с – с3» на диаграмме состояния «Ni - Cr» (см. рисунок 3.16). Рисунок 3.19 Зависимость твердости HRC (), количества γ-фазы () и концентрации никеля в α-фазе () от температуры закалки сплава Х65НВФТ Превращения при отпуске. Отпуску подвергали образцы сплава, закаленного от температуры 1250 °C. Такая закалка обеспечивает полное растворение никеля в α-фазе (см. таблицу 3.7 и рисунок 3.19). Результаты изменения твердости (таблица 3.9 и рисунок 3.20) показывают, что превращения, происходящие при отпуске, хорошо согласуются с диаграммой состояния «Ni-Cr». При отпуске в интервале 600...900 °C из пересыщенного αтвердого раствора выделяется γ-фаза, это приводит к снижению твердости. 86 При дальнейшем повышении температуры отпуска твердость начинает возрастать. Это связано с тем, что нагрев выше 900 °C увеличивает растворимость Ni в α-фазе, т.е. охлаждение с этих температур можно рассматривать уже не как отпуск, а как «вторичную» закалку, от температуры отпуска. Таблица 3.9 Твердость сплава Х65НВФТ после термической обработки Тзак. °С 540 650 900 1000 1050 1100 1150 1180 1200 1250 1300 Твердость, HRC После закалки Твердость, HRC, при охлаждении масло воздух 34 34 35 34,5 36 36 45 41 50 54 48 57 57 58 58 52 58 - После закалки от 1250 °С и отпуска при температуре Тотп. °С 600 700 800 900 1100 HRC 60,5 57,5 49 43 49,5 Твердость закаленного сплава выше, чем «вторично» закаленного (закалка от 1250 °C + и отпуск) от одинаковых температур (см. таблицу 3.9 и рисунок 3.20). Эта объясняется разными условиями охлаждения – более быстрого в масле при закалке и замедленного на воздухе при «вторичной» закалке. Это подтверждается определениями твердости при закалке с охлаждением на воздухе (см. рисунок 3.20) 87 65 Закалка, 1250˚С 60 Закалка масло Твердость, HRC 55 50 45 40 35 30 450 650 850 1050 Температура, оС 1250 1450 Рисунок 3.20 Влияние температуры закалки и отпуска закаленного с 1250 °С сплава Х65НВФТ на твердость 3.5 Разработка режима отжига, обеспечивающего повышение производительности при обработке деталей из сплава Х65НВФТ Превращения, изученные при закалке и отпуске, позволяют оптимизировать технологические и эксплуатационные свойства сплава. Следует отметить, что механизмы упрочнения сплава Х65НВФТ на основе хрома и жаропрочных сплавов на основе никеля и тугоплавких металлов принципиально отличны. Упрочнение сплавов на основе никеля и ниобия достигается за счет дисперсионного твердения – при выделении из пересыщенного твёрдого раствора дисперсных частиц высокой твердости. Этот механизм реализуетcя не только в жаропрочных, но и ряде других сталей и сплавов. При этом, в упрочняющими фазами являются, частицы Ni3Al в никелевых сплавах [1, 18, 24, 21], сложные карбиды легирующих элементов в быстрорежущих сталях [36, 56, 57] или 88 сложные интерметаллиды в алюминиевых сплавах [58, 59]. Упрочняющая термическая обработка изделий состоит из закалки и старения (отпуска). Повышение тугоплавких прочности металлов ряда реализуется жаропрочных за счет материалов другого на основе механизма - «твёрдорастворного упрочнения». Тантал, вольфрам, молибден легируют также тугоплавкими металлами (Re, Zr и др.). В таких сплавах в результате легирования образуется твёрдый раствор замещения, получаемый в процессе получения слитка без специальной термической обработки. Повышение прочности достигается за счет искажения кристаллической решетки растворителя, т.к. перемещения дислокаций через упруго деформированные области кристаллической решетки требует затрат дополнительной энергии [1, 13, 22]. Сплавы этой группы не упрочняются термической обработкой [22], т.к. при повышении температуры растворимость легирующих компонентов увеличивается очень мало (так, например, растворимость циркония в вольфраме не превышает 3...3,5 % при 2200 °С [35]), это не позволяет создать при закалке сильно пересыщенный твёрдый раствор и поэтому эффект упрочнения в результате термической обработки отсутствует. Принципиальные отличия механизма упрочнения сплава на основе хрома заключаются в следующем. В отличие от жаропрочных сплавов на основе вольфрама, молибдена твердорастворное упрочнение достигается в результате закалки. В отличие от сплавов на основе никеля, ниобия, упрочняемых за счет дисперсионного твердения, упрочнение сплава Х65НВФТ достигается в результате закалки, отпуск снижает значения твердости. Тогда как в сплавах, упрочняемых дисперсионным твердением, закалка является разупрочняющей обработкой, а старение (отпуск) – упрочняющей. Отсюда следует что лучшей обрабатываемостью за счет минимально достижимой твердости будет обладать сплав Х65НВФТ в отожженном (а не закаленном) состоянии. В связи с этим нами был выполнен анализ существующей технологии отжига. Цель разработки режима отжига – снижение твердости сплава Х65НВФТ для улучшения обрабатываемости резанием. Упрочнение сплава обеспечивается двумя 89 факторами – высокой легированностью твердого раствора и отсутствием в структуре «мягкой» γ-фазы. Соответственно, снижение твердости будет достигнуто снижением легированности твердого раствора, наличием максимального количества в структуре γ-фазы, а также ее крупными размерами, т.е. за счет получения равновесной структуры. Получение такой структуры достигается за счет отжига. В соответствии с ТУ 1850-540-56897835-2012 после горячей пластической деформации (прессования) выполняется отжиг при температуре 900 °C продолжительностью 16 часов с последующим охлаждением на воздухе. Твердость сплава определяется концентрацией никеля в α-фазе (см. рисунок 3.19). В соответствии с диаграммой состояния «Ni - Cr» растворимость никеля в α-фазе составляет около 3 % атомн. при 900 °C и мало меняется при понижении температуры (см. рисунок 3.1). Можно предположить, что именно это обстоятельство послужило выбором температуру отжига по существующей технологии – 900 °C. Выполненные нами эксперименты по влиянию температуры закалки с охлаждением на воздухе (имитация режимов охлаждения после изотермической выдержки при отжиге) на твердость показали, что принятая технология не обеспечивает минимальной твердости (таблица 3.10) Таблица 3.10 Влияние температуры нагрева на твердость сплава Х65НВФТ после охлаждения на воздухе Температура, °С 1000 900 650 550 500 Твердость, HRC 41…43 36…38 34…35 33,5…34 33,5…34 Более того, принятая термическая обработка не обеспечивает получения стабильных значений твердости заготовок даже одной садки. Это связано с тем, что после изотермической выдержки не удается охладить разные заготовки с одинаковой скоростью, это определяет разброс значений их твердости. Заготовки, охлаждающиеся быстрее, «закаливаются» (см. рисунок 3.20), и получают более высокую твердость. 90 Медленное, со скоростью 30 – 50 °C/час, охлаждение после изотермической выдержки при 900 °C до 650...550 °C, и только затем - на воздухе (рисунок 3.21) способствует более равномерному охлаждению заготовок. Поскольку даже быстрое охлаждение от температур 650...550 °C (закалка) не приводит к повышению твердости (см. рисунок 3.20 и таблицу 3.11). Охлаждение на воздухе от этих температур не вызовет увеличения твердости заготовок. Такой режим позволяет не только получить более стабильные значения твердости заготовок, но также снизить ее значения по сравнению с существующей технологией. На такую термическую обработку получено положительное решение о выдаче патента (Приложение А) В таблице 3.11 представлены данные по твердости, полученные при разных режимах отжига: - по действующим техническим условиям (режим 1); - медленное охлаждение (с печью) после изотермической выдержки при 900 °C до 650 °C, затем на воздухе (режим 2); - медленное охлаждение (с печью) после изотермической выдержки при 900 °C до 550 °C затем на воздухе (режим 3). Рисунок 3.21 Режим отжига сплава Х65НВФТ 91 Таблица 3.11 Данные по твердости, полученные при разных режимах отжига Термическая обработка Режим 2 Режим 3 Твердость заготовок, HRC 37 34 33 35,5 34 34 35 34 35 36 35 34 36 35,5 33 38 35 35 Среднее значение твердости (среднее арифметическое - µ), HRC µ1 =36,25 µ2 =34,58 µ3 =33,66 Среднее квадратичное отклонение (σ) и дисперсия (D) σ1 = 2,4; D1=5,82 σ2 = 0,63; D2=0,40 σ3 = 0,66; D3=0,44 Коэффициент вариации (σ/µ) 0,066 0,018 0,013 Режим 1 Стабильность результатов оценивали дисперсионным анализом и сравнением коэффициентов вариации. Отношения дисперсий - D1/D2=14,55, D1/D3=13,22 превосходят пограничный показатель достоверности для вероятности 0,99, равный 10,97. Это означает, что разброс значений твердости по режиму 1 существенно, с вероятностью 0,99, выше, чем по предлагаемой технологии (режимы 2 и 3). Отношение дисперсий D2/D3=1,1 свидетельствует об одинаковом влиянии технологий по режимам 2 и 3 на разброс значений твердости. Сравнение коэффициентов вариации режима 1 с одной стороны и режимов 2 и 3, с другой (их различие более 30 %), также свидетельствует о значительном различии стабильности получаемых результатов по известному и предлагаемому способам термической обработки. Данная ОАО технологическая «Композит» (Приложение Б и В). и внесены операция изменения внедрена в ТУ на предприятии 185-540-56897835-2012 92 Выводы по главе 3 1 Структура сплава Х65НВФТ в состоянии поставки - это твердый раствор никеля в хроме (решетка ОЦК) и интерметаллид со стехиометрией, близкой к NiCr с решеткой ГЦК; 2 Разрушение жаропрочного сплава Х65НВФТ при температурах, возникающих в зоне резания при обработке заготовок из этого сплава, можно охарактеризовать как хрупкое; 3 Лучшая обрабатываемость резанием сплава Х65НВФТ обеспечивается формированием равновесной структуры, характеризуемой низкой легированностью α- фазы и максимальным количеством крупнозернистой γ- фазы; 4 Разработанная технология отжига обеспечивает понижение твердости и таким образом повышение обрабатываемости резанием слава Х65НВФТ. 93 ГЛАВА 4 ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССА РЕЗАНИЯ ЖАРОПРОЧНОГО СПЛАВА НА ОСНОВЕ ХРОМА Исследования проводились в три этапа. На первом этапе проводили сравнение обрабатываемости исследуемого сплава и сплава ХН77ТЮР, используемого в качестве эталона (параграф 1.1). Это позволило выявить особенности обработки жаропрочного сплава на основе хрома. Поскольку задача этого этапа - сравнение обрабатываемости двух сплавов, использовали СМП только из одного твердого сплава - ВК10-ХОМ. Этот сплав имеет мелкозернистую структуру (размеры основной фракции карбидов - 1,3 мкм), обладает высокой износостойкостью и предназначен, в соответствии со стандартом ISO 513, для обработки труднообрабатываемых материалов (группа S), в частности, жаропрочных сталей и сплавов, тугоплавких металлов [60]. Использовали СМП из этого сплава без покрытий и с износостойкими покрытиями. На втором этапе проводили стойкостные исследования с целью определения рационального инструментального материала для обработки сплава Х65НВФТ; испытывали разные марки твердых сплавов, в том числе с износостойкими покрытиями, режущей керамики. Третий этап был посвящен оптимизации состава твердого сплава, предназначенного для обработки труднообрабатываемых жаропрочных материалов. Критерием отказа инструмента в стойкостных исследованиях служила величина предельного изнашивания задней поверхности твёрдосплавной сменной многогранной пластины (СМП): hз = 0,45...0,5 мм. 94 4.1 Сравнительный анализ структуры и свойств сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР, определяющих их обрабатываемость при точении Анализ проводили по следующим параметрам: - структура сплавов; - механические свойства при 20 °C и повышенных температурах; - теплофизические свойства; В литературе, посвященной обрабатываемости резанием жаропрочных сплавов, было показано, что эта технологическая характеристика тем ниже, чем выше жаропрочность сплава [5]. Однако, наши исследования обрабатываемости резанием жаропрочного сплава Х65НВФТ на основе хрома не подтвердили это положение. При более высоких механических свойствах при 20 °C и повышенных температурах обрабатываемость сплава Х65НВФТ выше, чем у ХН77ТЮР (параграф 4.2). Указанное противоречие объясняется неодинаковостью кристаллических решеток, фазового состава и комплекса механических и теплофизических свойств исследуемых сплавов. Структура сплавов (таблица 4.1 [61, c 551]). Структура сплава Х65НВФТ – двухфазная - -фазы (ОЦК) и γ – фазы (ГЦК), их твердость ~ 570 HV и 430 HV, соответственно. Количественное соотношение фаз близко к 50:50; твердые дисперсные частицы в структуре отсутствуют (см. рисунок 3.3). Структура сплава ХН77ТЮР хорошо изучена. В состоянии поставки (закалка 1080 °C с охлаждением на воздухе или закалка 1080 °C + старение 700 °C, 16 ч) cтруктура представлена легированным γ - твердым раствором на основе никеля в первом случае и γ – фазой и интерметаллидом γ´ - фазой типа Ni3(TiAl). Твердость γ-фазы невысокая – 200…250 НВ. После закалки и старения в структуре в результате дисперсионного твердения выделяется интерметаллид обладающий высокой твердостью ~ 700 HV [61], его количество в сплаве не менее 20 % объемн [22]. 95 Таблица 4.1 Сравнительная характеристика структуры сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР [61] Закалка Фаза, тип решетки α [ОЦК] γ [ГЦК] γ [ГЦК] Твердость фаз, HV 578 434 220…240 Закалка + старение γ [ГЦК] +γ´[ГЦК] γ – 220; γ´– 700 Сплав Состояние Х65НВФТ Отжиг ХН77ТЮР Объемное соотношение, % α:γ =50:50 100 γ:γ´=80:20 (данные [62]) Принципиальные отличия структуры сплавов, следующие. Во-первых, в структуре сплава Х65НВФТимеется α –фаза с решеткой ОЦК, тогда как структура сплава ХН77ТЮР представлена только фазами с ГЦК решеткой. Во-вторых, наличием твердой γ´ - фазы в структуре сплава ХН77ТЮР; тогда как в структуре сплава Х65НВФТ вторая, γ–фаза, обладает пониженной твердостью. Влияние структуры на поведение материала при обработке резанием рассмотрено ниже. Механические свойства сплавов Прочность и пластичность. Обрабатываемость резанием жаропрочных материалов определяется рядом факторов. Прежде всего, жаропрочностью, т.е. способностью сохранять высокие механические свойства (не разупрочнятся) при нагреве. Поэтому обрабатываемость резанием определяют не только и столько свойства сплавов при 20 °C (начальный период обработки), но механические характеристики при высоких температурах, которые возникают в зоне резания при обработке этих сплавов. Важной характеристикой сплава, определяющей его технологичность при обработке резанием, является пластичность. Большая пластичность сплава определяет более высокие усилия резания при обработке, так как разрушение пластичных материалов (необходимое для отделения стружки) требует больших затрат энергии, на предварительное, перед разрушением, пластическое деформирование [11, 63]. Напомним, что в работах [5, 25] вводится понятие истинного предела прочности: Sk=σв(1+δ). Кроме того, при обработке резанием пластичных материалов возрастает склонность к наклепу - упрочнению под действием пластической деформации, а 96 также к образованию адгезионных связей между инструментальным и обрабатываемым материалом [4, 28, 29]. Характеристики, определяющие пластичность это относительное удлинение (δ) и отношение предела текучести к пределу прочности - σ0,2/σв. Чем меньше это отношение (т.е. больше разница между пределами прочности и текучести), тем более пластичен материал и тем большая энергия необходима для снятия одного и того же объема металла. Сплав свойствами Х65НВФТ по сравнению обладает со более сплавом высокими ХН77ТЮР механическими как при 20 °C (таблица 4.2 [18, c 434; 62, c 551; 64]), так и при повышенных температурах (таблица 4.3). Этот сплав сохраняет более высокие механические свойства при нагреве - преимущество перед сплавом ХН77ТЮР примерно 100 °C, пределы прочности сплава Х65НВФТ при 1100 °C и сплава ХН77ТЮР при 1000 °C близки (см. таблицу 4.3). Таблица 4.2 Механические свойства сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР при 20 °C (данные о свойствах сплава ХН77ТЮР справочные [18, 62, 64]) Сплав Термическая обработка Твердость, HRC σв, МПа σ0,2, МПа σ0,2/ σв δ, % Х65НВФТ отжиг 34...36 1100 850 0,77 16 Закалка 1080 °C, 220 НВ 730 315 0,42 43 воздух То же + старение ХН77ТЮР 28...32 1080 730 0,68 32 700 °C, 16 ч. То же + старение 26...30 980 640 0,65 30 750 °C, 16 ч. Примечание. Сплав ХН77ТЮР поставляется в закаленном или закаленном и состаренном состоянии; свойства сплава ХН77ТЮР приведены по данным [62]. Однако, несмотря на более высокие механические свойства, сплав Х65НВФТ имеет лучшую обрабатываемость резанием по критерию КV (см. параграф 4.2). Это объясняется большей пластичностью сплава ХН77ТЮР при 20°C (см. таблицу 4.2), так и при повышенных температурах (см. таблицу 4.3). 97 Сплав Х65НВФТ менее пластичен и при 20 °C, и при нагреве. Величина относительного удлинения (δ) меньше, а отношение пределов текучести и прочности (σ0,2/σв) больше, чем у сплава ХН77ТЮР (см. таблицу 4.2 и 4.3). Таблица 4.3 Механические свойства сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР при 20...1000 °C Температура, °C σв, МПа σ0,2, МПа σ 0,2/σ в δ,% 0,77 0,76 0,54 0,4 - 16 20 21 36 160 0,67 0,63 0,46 - 24 30 48 155 Сплав Х65НВФТ 20 500 800 1000 1100 1100 880 530 240 120 850 670 290 90 - Сплав ХН77ТЮР [62] 20 500 800 1000 1080 820 520 110 730 520 240 - Это определяет не только меньшие затраты энергии на разрушение металла при отделении стружки, но также меньшую склонность к наклепу при обработке заготовок из сплава Х65НВФТ. Отношение пределов текучести и прочности (σт/σв), относительное удлинение (δ) лишь косвенно характеризуют склонность к наклепу. В настоящей работе эта склонность была определена для сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР была определена экспериментально. В настоящей работе была проведена прямая проверка склонности к наклепу сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР. Образцы прокатывали на прокатном стане при 20 °С «вхолодную» (Глава 2). Прокатке подвергали: - сплав Х65НВФТ после отжига; - сплав ХН77ТЮР после закалки, а также после закалки и старения (этот сплав поставляют либо в закаленном состоянии, либо в закаленном и состаренном). 98 Степень наклепа оценивали отношением прироста микротвердости поверхностного слоя к первоначальной твердости, как это рекомендуется в работах [5, 25] (формула (5)). Результаты измерений твердости и определения степени наклепа приведены в таблице 4.4 Результаты, полученные в нашем исследовании для сплава ХН77ТЮР, хорошо совпали с литературными (по данным работы [25] относительное повышение микротвердости поверхностного слоя этого сплава – 23…40 %). Таблица 4.4 Степень наклепа сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР Сплав Х65НВФТ закалка закалка + прокат закалка + старение 20,9 20,5 21,0 21,1 20,0 23,9 24,8 24,1 24,2 20,5 20.4 21,1 20,1 22,0 21,5 21,9 22,1 закалка + Старение + прокат 20,1 19,5 19,3 20,3 22,36 20,7 24,25 20,52 21,87 19,80 371 432 315 440 387 472 Состояние отжиг отжиг + прокат Диагональ отпечатка, мкм 22 21 24 22,5 22,3 Среднее значение диагонали, мкм Твердость, HV100 Степень наклепа, % ХН77ТЮР 15,5 39,6 21,9 Для оценки глубины упрочненного слоя проводили испытания с нагрузкой 1,0; 5,0 и 10 Н (таблица 4.5). О нагрузке, при которой упрочненный слой прокалывается судили по нарушению пропорциональности между увеличением нагрузки (Р) и квадратом диагонали (d) (HV=1,854P/d2). При увеличении нагрузки до с 1 до 5 Н сохранялась прямая пропорция между нагрузкой и квадратом диагонали отпечатка, мы получали одинаковые значения твердости, т.е. слой не прокалывался. При увеличении нагрузки до 10 Н эта зависимость нарушалась, мы получали меньшие значения твердости, т.е. в этом случае наклепанный слой прокалывался (в таблице 4.5 приведены длины диагоналей, значения твердости и глубина слоя, соответствующая длине диагонали для наклепанного сплава 99 Х65НВФТ). Глубина наклепанного слоя находилась в пределах 10…14 мкм для обоих сплавов. Таблица 4.5 Измерения микротвердости наклепанного слоя сплава Х65НВФТ Длина Нагрузка, Твердость, диагонали, кгс HV мкм 0,100 0,500 1,000 20,7 46,5 68,9 432 428 390 Глубина проникновения индентора, мкм Проколот слой Теоретическая, для фактическая твердости 432 HV 4,2 нет 9,4 9,37 нет 13,9 13,2 да Меньшая склонность к наклепу сплава Х65НВФТ, по сравнению со сплавом ХН77ТЮР, определяется разницей не только пластичности сплавов, но также неодинаковым кристаллическим строением фаз этих сплавов (см. таблицу 4.1). Кристаллическая решётка сплава ХН77ТЮР – кубическая гранецентрированная (ГЦК), металлы с такой решеткой склонны к упрочнению при пластическом деформировании (наклепу), понижающему обрабатываемость резанием [25, 29, 2]. В то время как основа структуры (более 50 % объемн.) сплава Х65НВФТ – α-твердый раствор на основе хрома (решетка ОЦК), упрочняемый при пластической деформации в меньшей степени. Модуль упругости материала определяет шероховатость обработанной поверхности. Более высокие значения модуля упругости обуславливают, в соответствии с законом Гука (σ=Еε), меньшую величину упругих деформаций при равных напряжениях. В свою очередь, меньшие упругие деформации определяют меньшую высоту микронеровностей [25]: 𝐻𝑚𝑎𝑥 1 − 𝑠2 = 𝐻𝑝 + 𝐻𝑦 ( ), 2𝑟 2 (28) где Hmax - фактическая высота микронеровностей; Hр – расчетная высота микронеровностей, в зависимости от геометрии инструмента и режимов резания; Hy – величина упругого восстановления; s – подача (мм/об при точении); r – радиус при вершине. 100 При большем модуле упругости обрабатываемой детали достигается большая жесткость системы СПИД, что также способствует повышению качества обработанной поверхности [2]. Модуль упругости хрома заметно выше (до полутора раз), чем у никеля и при 20 ºC, и высоких температурах (рисунок 4.9). В сплаве Х65НВФТ ~ 70, а в сплаве ХГ77ТЮР ~ 30 % хрома, это предопределяет меньшее значение модуля упругости последнего сплава (рисунок 4.1 [64; 65, c 373]). Модуль упругости, Е ГПа 260 240 220 Х65НВФТ 200 180 160 ХН77ТЮР 140 120 0 200 400 600 800 1000 Температура, оС Рисунок 4.1 Модуль упругости в зависимости от температуры [64, 65] Величина модуля упругости обрабатываемого материала влияет на соотношение составляющих силы резания; это влияние рассмотрено ниже. Теплофизические свойства сплавов Обрабатываемость резанием существенно зависит от теплофизических свойств – теплоемкости, тепло- и температуропроводности. Высокая теплоемкость определяет большие затраты энергии для нагрева материала до определенной температуры, а тепло- и температуропроводность – лучший отвод тепла из зоны резания. Таким образом, чем выше значения этих характеристик, тем ниже (при прочих равных условиях) температура в зоне резания и, таким образом, возможность обработки с более высокими скоростями. Кроме того, вероятность возникновения адгезионных связей между инструментальным и обрабатываемым 101 материалами тем меньше, чем ниже температура их контакта [4, 28, 29], поэтому лучшей обрабатываемостью обладает материал с более высокими значением теплоёмкости, тепло- и температуропроводности. Теплоемкость. Удельная теплоемкость обоих исследованных сплавов близка. Удельная теплоемкость - это отношение молярной теплоёмкости к атомной массе. Поскольку, в соответствии с законом Дюлонга и Пти, молярная теплоёмкость практически одинакова для всех металлов [66] (различие не более 10 %), то значения удельной теплоемкости металлов обратно пропорциональны их атомной массе. Для хрома и никеля – основы исследуемых сплавов разница атомных масс мала (никель - атомный номер 28, атомная масса – 58,69; хром - атомный номер 24, атомная масса - 52,01), поэтому величины удельной теплоемкости этих металлов при 300 К, т.е. при температуре ~ 25 °C, близки - соответственно, 0,46 и 0,44 кДж/кг·К для хрома и никеля [67, 68]. Удельную теплоемкость сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР рассчитали, воспользовавшись правилом Неймамана – Коппа об аддитивности изменения теплоемкости для твердых растворов [40]. Её значения составили 0,453 и 0,446 кДж/кг·К, соответственно для сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР (разница ~ 1,5 %) (при расчете учитывали только содержание основных компонентов сплавов, т.е. хрома и никеля 65:35 и 23:77, это вносит некоторую ошибку, но она не принципиальна, т.к. содержание прочих легирующих элементов в сплавах мало (параграф 3.1). При повышении температуры удельная теплоемкость возрастает, при этом наблюдается некоторое преимущество хрома. Разница значений удельной теплоемкости хрома и никеля при 800…1000 К составляет 4...10 % (0,55 Cr и 0,529 - Ni; 0,614 - Cr и 0,562 - Ni [кДж/кг·К] для 800 и 1000 К, соответственно [69]). Для сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР это различие меньше, чем для чистых металлов, т.е. существенного преимущества сплавы на основе хрома не имеют. Теплопроводность и температуропроводность. При 20 °С теплопроводность и коэффициент температуропроводности (α) хрома и никеля, 102 соответственно, составляют: 93,9 и 90,9 Вт/м К; α·106 - 23,6 и 23,21, м2/с [67, 68], т.е. мало отличаются (менее 2 %); соответственно, малы различия и этих свойств исследуемых сплавов. Преимущества сплава Х65НВФТ проявляются при высоких температурах – 600 °C и выше, возникающих при обработке резанием труднообрабатываемых материалов При [5]. этих температурах теплопроводность и температуропроводность сплава Х65НВФТ выше, чем сплава ХН77ТЮР примерно на 30 % (таблица 4.6 [69, c 145]), это обеспечивает лучший отвод тепла из зоны резания, меньший нагрев режущей кромки инструмента. Кроме того, пониженная (по сравнению с ХН77ТЮР) температура в зоне резания при обработке сплава Х65НВФТ определяет меньшие значения сил резания, такое влияние температуры показано в ряде работ [25, 28, 2]. Таблица 4.6 Теплофизические свойства сплавов системы «Ni - Cr» [69] Теплопроводность, Вт/м·К, при температуре, К Соотношение CR:Ni в сплаве 65:35 (аналог Х65НВФТ) 20:80 (аналог ХН77ТЮР) 800 28,4 22,5 1000 32,9 27,5 Температуропроводность, α·106, м2/с, при температуре, К 850 900 1000 7,75 7,9 8,0 5,65 5,65 5,8 Истирающая способность сплавов Истирающая способность обрабатываемого материала определяет абразивное изнашивание инструмента. Оно тем интенсивнее, чем больше в структуре твердых частиц и выше их твердость [4, 5, 28]. Структура сплава Х65НВФТ – двухфазная - -фазы (ОЦК) и γ – фазы (ГЦК), их твердость ~ 570 HV и 430 HV, соответственно (см. таблицу 3.3). Количественное соотношение фаз близко к 50:50; твердые дисперсные частицы в структуре отсутствуют (см. рисунок 3.3). Структура сплава ХН77ТЮР хорошо изучена. В состоянии поставки (закалка 1080 °C с охлаждением на воздухе + старение 700 °C, 16 ч) – структура представлена легированным γ - твердым раствором на основе никеля и 103 интерметаллидной γ´ - фазой типа Ni3(TiAl), обладающей высокой твердостью ~ 700 HV [61], ее количество в сплаве не менее 20 % объемн. [22]. Таким образом, истирающее, изнашивающее воздействие на инструмент при обработке резанием сплава ХН77ТЮР заметнее, чем сплава Х65НВФТ. Склонность сплавов к адгезии Возникновения адгезионных связей между инструментальным и обрабатываемым материалами тем вероятнее, чем большей пластичностью обладает обрабатываемый материал, чем выше температура в зоне резания. Как было показано выше, по этим свойствам сплав Х65НВФТ превосходит сплав ХН77ТЮР. Таким образом, меньшая пластичность, более высокие теплофизические характеристики, меньшая истирающая способность и склонность к адгезии, предопределяют лучшую обрабатываемость сплава на основе хрома по сравнению с никелевыми жаропрочными сплавами. 4.2 Кинетика изнашивания инструмента при точении жаропрочных сплавов резцами, оснащенными СМП Различия механических и теплофизических свойств сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР определяют существенные различия кинетики их изнашивания. На стадии приработочного изнашивания, когда теплофизические характеристики обоих сплавов близки, преимущества в обрабатываемости резанием сплава Х65НВФТ не существенны. Разница в величине износа инструмента при обработке обоих сплавов незначительна при использовании СМП без покрытий (рисунок 4.2) или практически отсутствует при использовании СМП с покрытием (рисунок 4.3). В дальнейшем характер изнашивания сплавов меняется принципиально. Изнашивание инструмента при обработке сплава Х65НВФТ развивается по классическому механизму - после приработки наступает стадия установившегося 104 изнашивания - достигается стабилизация изнашивания контактной площадки задней поверхности (см. рисунок 4.2). При обработке сплава ХН77ТЮР период приработки инструмента сразу переходит в стадию катастрофического изнашивания – износ задней поверхности развивается весьма интенсивно. Время до наступления критического износа СМП Износ по задней поверхности СМП h3 , мм (h3 = 0,45…0,5 мм) – около двух минут. 0,7 0,6 0,5 0,4 0,3 0,2 0,1 0 0 1 2 Время резания T, мин Х65НВФТ ХН77ТЮР 3 5 Рисунок 4.2 Кинетика изнашивания СМП из сплава ВК10-ХОМ при обработке сплавов Износ по задней поверхности СМП h3 , мм Режимы резания: v = 30 м/мин, S= 0,15 мм/об, t=1,0 мм 0,7 0,6 0,5 0,4 0,3 0,2 0,1 0 0 2 4 6 8 10 15 Время резания T, мин Х65НВФТ ХН77ТЮР 20 25 Рисунок 4.3 Кинетика изнашивания СМП из сплава ВК10-ХОМ с многослойно-композиционным покрытием Ti-TiN-TiCrAlN при обработке сплавов. 105 Режимы резания: v = 40 м/мин, S= 0,15 мм/об, t=1,0 мм Разница в характере изнашивания и величине износа при обработке сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР отчетливо проявляется после резания в течение трех минут. Величина h3 при обработке сплава Х65НВФТ примерно в два с половиной раза меньше (~ 0,3 мм –рисунки 4.2 и 4.4а), чем при обработке сплава ХН77ТЮР (~ 0,6 мм, т.е. износ больше предельного – рисунки 4.2 и 4.4б). Механизм изнашивания инструмента принципиально не меняется и при использовании СМП с износостойкими покрытиями. Повышение стойкости инструмента с покрытиями закономерно и показано в ряде работ [31, 35]. Даже при повышении скорости резания с 30 до 40 м/мин, уменьшается износ инструмента с покрытием и увеличивается его стойкость - до трех раз при обработке ХН77ТЮР и более чем в четыре раза при точении сплава Х65НВФТ. Однако, и в этом случае при обработке сплава ХН77ТЮР, стадии нормального изнашивания инструмента не наблюдается, период приработки непосредственно переходит в стадию катастрофического изнашивания, в отличие от сплава Х65НВФТ при обработке которого отчетливо видна стадия нормального изнашивания (см. рисунок 4.3). а) б) Рисунок 4.4 Фаска износа задней поверхности СМП из ВК10-ХОМ, полученная при обработке сплавов а) Х65НВФТ, б) ХН77ТЮР после 3 минут резания. Режимы резания v= 30 м/мин; S=0,15 мм/об; t=1,0 мм. (25х) Преимущества в стойкости инструмента при обработке сплава Х65НВФТ проявляются во всем диапазоне исследованных скоростей резания. Стойкость инструмента в 3...4 раза выше при разных скоростях резания (рисунок 4.5). 106 Критерий V20, труднообрабатываемых используемый материалов при (скорость оценке обрабатываемости резания, определяющая двадцатиминутную стойкость инструмента) при обработке сплава Х65НВФТ практически в два раза выше, чем при обработке сплава ХН77ТЮР – 40 и 20 м/мин, соответственно (см. рисунок 4.5). 80 70 Время резания T, мин 60 50 40 30 20 10 0 10 20 30 40 Скорость резания V, м/мин Х65НВФТ ХН77ТЮР 50 Рисунок 4.5 Влияние скорости резания на стойкость инструмента, оснащённого СМП из сплава ВК10-ХОМ с многослойно-композиционным покрытием Ti-TiN-TiCrAlN; S=0,15 мм/об, t=1,0 мм. 107 4.3 Влияние модуля упругости на составляющие силы резания Сила резания Р (рисунок 4.6 [2, c 202]) так же, как износ инструмента, является критерием, который характеризует обрабатываемость резанием материалов. Сила резания определяет допустимые режимы резания, необходимые прочность и жесткость узлов металлорежущих станков. Px Py x y Pz P z Рисунок 4.6 Силы резания при продольном точении: Pz, Py, Px – тангенциальная, радиальная и осевая, составляющие силы резания P, соответственно [2] Прежде всего, эта технологическая характеристика оценивается составляющей Pz силы резания P. Сила Pz – главная сила резания, ее значение определяет мощность резания. При обработке сталей составляющая силы резания Pz практически равна силе резания (Р): Р = (1,1...1,15)Pz [25]. Pz характеризует работу резания, которая тем больше, чем пластичнее материал. В качестве подтверждения можно привести общеизвестный факт плохой обрабатываемости резанием меди – материала с высокой пластичностью. Она обрабатывается хуже и по производительности, и, особенно, по качеству обработанной поверхности, 108 чем многие стали, обладающие более высокой прочностью. Сила Pz – главная сила резания, ее значение определяет мощность резания. Значение величины Pz при резании более прочного, но менее пластичного сплава Х65НВФТ, по сравнению со сплавом ХН77ТЮР (см. таблицу 4.2) заметно, примерно в 2 раза ниже ~ 3000 и 6000 Н (рисунок 4.7). Такой результат не является неожиданным и объясняется тем, как это показано выше (параграф 4.1), что разрушение пластичных необходимой на материалов предварительное, требует перед больших затрат разрушением, энергии, пластическое деформирование [5, 2, 49]. 7000 Сила резания Pz, H 6000 5000 4000 3000 2000 1000 0 Х65НВФТ ХН77ТЮР Рисунок 4.7 Составляющая Pz силы резания Р. СМП из твердого сплава ВК10-ХОМ: режимы резания: v=30м/мин; S= 0,15 мм/об; t =1мм; износ по задней поверхности – hз=0,1 мм Меньшее значение силы Pz при обработке сплава Х65НВФТ объясняется также с меньшей, чем у сплава ХН77ТЮР, склонностью к упрочнению в результате пластического деформирования, возникающего при обработке резанием. При исследовании сил резания получено несколько большее значение радиальной составляющей Py при обработке сплава Х65НВФТ, по сравнению со сплавом ХН77ТЮР (рисунок 5.8). Значения Py при обработке сплава Х65НВФТ равно или выше, чем Pz (Py ≥ Pz). Значения сил резания, приведенные на рисунках 4.7 и 4.8, определены после небольших значений износа – hз = 0,1 мм, с тем, чтобы исключить влияние изнашивания инструмента, которое 109 развивается с разными скоростями при обработке сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР. 2900 Сила резания Py, H 2800 2700 2600 2500 2400 2300 2200 Х65НВФТ ХН77ТЮР Рисунок 4.8 Составляющая Py силы резания Р. СМП из твердого сплава ВК10-ХОМ режимы резания: v=30м/мин; S= 0,15 мм/об; t =1мм; износ по задней поверхности – hз=0,1 мм В литературных источниках [25, 29, 2] приводится иное соотношение составляющих силы резания (далее силы резания) при обработке сталей: Pz: Py: Px= 1: (0,4...0,5): (0,25...0,3) [2]. Для сплавов, основой которых является не железо – это сплавы на основе тугоплавких металлов, титановые сплавы, и т.п., а также для неметаллических материалов такие соотношения сил резания могут отличаться от приведенной зависимости. Сила Py отжимает резец в направлении, перпендикулярном обрабатываемой поверхности, ее влияние проявляется в воздействии на радиальные деформации системы СПИД, в частности на величину прогиба заготовки, т.е. определяет точность обработки [5, 25, 2] Сила Py – это сила упругого взаимодействия инструмента и обрабатываемой детали. Поэтому по нашей гипотезе величина этой силы должна быть связана с модулем упругости обрабатываемого материала. Однако, в работах, посвященных теории резания, задача по выявлению такой связи не ставилась. Для установления влияния модуля упругости (Е) на соотношение сил резания проводили испытания сплавов с основой из металлов с разными 110 модулями упругости (Е). Наряду с жаропрочными сплавами на основе хрома и никеля для испытаний был принят сплав на титановой основе, а также сталь 45. Для обработки жаропрочных сплавов на основе никеля и хрома использовали СМП из сплава ВК10-ХОМ. Для обработки титанового сплава ВТ20 использовали СМП из однокарбидного (WC) сплава ВК6. Двухкарбидные твердые сплавы типа ТК (WC-TiC-Co) вследствие химического сродства с титаном склоны к схватыванию при обработке сплавов на основе титана и поэтому их применение не рекомендуется [2]. Для обработки стали 45 – твердый сплав Т15К6. Для исключения влияния геометрии инструмента на соотношение сил резания использовали СМП с одинаковым главным углом в плане (φ = 45°). Именно этот угол оказывает сильное влияние на соотношение сил резания, его увеличение приводит к снижению Py и увеличению Px. Прочие геометрические параметры инструмента, изменяя абсолютные значения сил резания, мало меняют их соотношение [2]. Значения модуля упругости металлов, являющихся основой исследуемых сплавов при результатов по 20 °C. Для соотношению сравнения сил резания и с сопоставления данными работы наших [70] в таблице 4.7 [65, c246, 373, 408, 469, 489; 70, с 264] приводятся значения модуля упругости вольфрама и полимеров. Таблица 4.7 Модуль упругости (Е) при 20 °C Материал Е, ГПа Литературный источник Fe 211 Ni 196 Cr 288 [65] Ti 103 W 399 полимеры 1...10 [70] Приведенные в таблице 4.5 материалы можно разделить на следующие группы по мере возрастания модуля упругости: I II III IV V Е ~ 10 ГПа Е ~ 100 ГПа Е ~ 200 ГПа Е ~ 300 ГПа Е ~ 400 ГПа - полимеры; - Ti; - Fe и Ni; - Cr; - W. 111 При повышенных температурах, возникающих в зоне резания, соотношения между значениями модуля упругости для разных металлов Модуль упругости E, ГПа сохраняются (рисунок 4.9 [65, c 551]). Температура, оС Рисунок 4.9 Модуль упругости металлов в зависимости от температуры [65] Эксперименты подтвердили предположение о том, что соотношение сил резания зависит от модуля упругости обрабатываемого материала. Прежде всего, следует отметить, что при обработке стали 45 и никелевого сплава ХН77ТЮР, у которых значения модуля упругости металла-основы практически одинаковы (см. рисунок 4.9 и таблицу 4.7), соотношения между силами резания близки и хорошо совпадают с приведенными в работах [25, 29, 2]: - сталь 45 - Pz: Py: Px= 1260:550:380 (1: 0,43: 0,30) [Н]; - сплав ХН77ТЮР - Pz: Py: Px= 5820:2440:1560 (1: 0,42: 0,27) [Н]. Приведенные соотношения сил резания получены при получистовых режимах обработки: твердые сплавы группы Р10 - для стали 45, и М10 для – сплава ХН77ТЮР в соответствии с ISO 513 [29]; при величине износа по задней поверхности h = 0,1...0,2 мм. Фактические режимы обработки стали 45 – v = 120 м/мин; S = 0,16 мм/об; t=3,0 мм; сплава ХН77ТЮР v = 30 м/мин; S = 0,15 мм/об; t = 1,0 мм. Большие значения сил резания при обработке жаропрочного сплава ХН77ТЮР определяются пониженной обрабатываемостью жаропрочных сплавов [5]. 112 Соотношения сил Pz и Py при обработке сплавов на основе хрома титана принципиально различны. Они также существенно отличаются от полученного соотношения для стали и сплава на никелевой основе. В связи с этим, эти сплавы были изучены более детально. Силы резания при обработке сплава ВТ20 определяли при разных скоростях резания. При обработке сплава Х65НВФТ выявляли зависимости сил резания и от скорости резания и от величины износа (hз) по задней поверхности. При обработке сплава Х65НВФТ на основе сплава хрома, модуль упругости которого выше, чем модуль упругости железа и никеля примерно в полтора раза, величина Py равна или превышает значение Pz. Это наблюдается при разных Силы резания Pz, Px, Py, H скоростях резания и разных степенях износа (рисунки 4.10, 4.11 и 4.12). Фаска износа h3, мм Рисунок 4.10 Силы резания при обработке сплава Х65НВФТ в зависимости от величины износа по задней поверхности при скорости v=20 м/мин Напротив, при обработке сплава ВТ20 на основе титана, модуль упругости которого примерно в два раза меньше, чем у железа и никеля, отношение Py: Pz при разных скоростях резания составляет 0,25...0,28 (рисунок 4.13), т.е. в два раза меньше, чем для сплавов на основе железа и никеля. Анализ изменения сил резания при обработке сплава Х65НВФТ показывает, что по мере увеличения износа, т.е. затупления инструмента, силы резания естественно возрастают это закономерно и совпадает с литературными данными 113 [2]. Следует также отметить экстремальную зависимость сил резания (при равной величине износа) от скорости резания, это также совпадает с литературными данными [2]. Так, при величине износа по задней поверхности, равного 0,25...0,3 мм, значения Pz составляют, примерно: 400, 450 и 250 Н при скоростях резания 20, 30 и 40 м/мин, соответственно. Следует также отметить слабое влияние и скорости резания, и величины износа на силу Px (см. рисунки 4.10, 4.11 и 4.12). Силы резания Px, Py, Pz , Н Py Pz Px Фаска износа h3, мм Рисунок 4.11 Силы резания Pz, Py, Px при обработке сплава Х65НВФТ в зависимости от величины износа по задней поверхности при скорости резания v=30 м/мин Силы резания Px, Py, Pz , Н Py Pz Px Фаска износа h3, мм Рисунок 4.12 Силы резания Pz, Py, Px при обработке сплава Х65НВФТ в зависимости от величины износа по задней поверхности при скорости резания v=40 м/мин 114 Вместе с тем, при изменении абсолютных значений сил Pz и Py их отношение при разных скоростях резания и степени износа СМП остается практически постоянным - Pz: Py ~1. Это соотношение принципиально отличается, от наблюдаемого при обработке сплавов на основе железа и никеля: Pz: Py: Px= 1: (0,9...1,3): (0,22...0,36). Силы резания Pz, Py, H 1600 1400 Pz 1200 1000 800 600 400 Py 200 0 0 50 100 150 200 Скорость резания V, м/мин Рисунок 4.13 Силы резания Pz, Py при обработке сплава ВТ20 в зависимости от скорости резания (hз=0,1...0,2 мм) При обработке сплава ВТ20 на основе титана, отношение Pz: Py мало меняется при изменении скорости резания в широком диапазоне от 40 до 160 м/мин (см. рисунок 4.13): Pz: Py = 1: (0, 23...0,28). При обработке сплава на основе титана значения Py и Px сближаются: Px~ 0,75 Py в наших экспериментах. Возможно, что значение силы Px , будет больше, чем Py [5, 25, 2] (рисунок 4.14 [2, c 207]). Сопоставления отношения тангенциальной (главной) и радиальной силы резания исследованных материалов приведены в таблице 4.8 [5, c 545, 575]. Силы резания Px, Py, Pz , Н 115 Pz Px Py Скорость резания V, м/мин Рисунок 4.14 Силы резания Pz, Py, Px при обработке титанового сплава ВТ1 в зависимости от скорости резания [2] В подтверждение гипотезы о влиянии модуля упругости на соотношения тангенциальной и радиальной сил резания приведем качественные данные работы [5]. При обработке вольфрама, материала с высоким модулем упругости (Е=400 ГПа) значения силы Py достигает 50 % от суммарной силы резания [5], т.е. Py >Pz. При обработке резанием ряда полимеров (полистирол, фторопласт) материалов с весьма малым модулем упругости (таблица 4.8) значения сил Py и Px малы. Более того, при определенной величине переднего угла резца (γ=15°) сила Py меняет знак, это приводит не к отталкиванию резца от заготовки, а к его затягиванию в заготовку [5]. Таблица 4.8 Соотношение составляющих силы резания для материалов с разным модулем упругости (выделены экспериментальные данные) Обрабатываемый материал Полимер ВТ20 Сталь 45 ХН77ТЮР Х65НВФТ Вольфрам Основа материала Е, ГПа Pz: Py Полимер Ti Fe Ni Cr W ~ 10 ~ 100 Py → 0 (Py < 0) [5] 1: (0,23...0,28) ~ 200 1 : (0,40...0,55) ~ 300 ~400 1 : (0,9...1,3) Py≥ Pz [5] 116 4.4 Шероховатость обработанной поверхности деталей из сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР при точении Определение шероховатости поверхности сплавов проводили при обработке СМП с покрытиями. Лучшее качество поверхности было получено при обработке сплава Х65НВФТ – Ra 1,93 (рисунок 4.15). Этот результат закономерен и определяется следующими факторами: - меньшей т.е. меньшей пластичностью склонностью к сплава Х65НВФТ возникновению (см. таблицу адгезионных 4.2), связей – наростообразованию [25, 28, 2]; - более высокой твердостью (см. таблицу 4.2) [25, 36]; - большим значением модуля упругости (см. рисунок 4.1). 2,2 2,15 Ra , мкм 2,1 2,05 2 1,95 1,9 1,85 1,8 Х65НВФТ ХН77ТЮР Рисунок 4.15 Шероховатость поверхности при точении инструментом, оснащённым СМП из ВК10-ХОМ с покрытием Ti-TiN-ТiAlCrN в течении 1 мин 4.5 Исследование стружкообразования при точении сплавов на основе хрома и никеля в зависимости от скорости резания Стружкообразование является одним из важных показателей обрабатываемости резанием материала. Вид стружки определяет стойкость инструмента, качество обработанной поверхности и др. От типа стружки зависит 117 легкость ее удаления из зоны резания и, таким образом, возможность выполнять обработку в условиях автоматизированного производства. В зависимости от условий обработки и свойств обрабатываемого материала образуется стружка различного вида: элементная, суставчатая, сливная и надлома (рисунок 4.16 [2, c 92]) [2]. Рисунок 4.16 Виды стружки [2] а – элементная, б – суставчатая, в – сливная, г – надлома Сливная - сплошная (непрерывная) имеет форму плоской или винтовой спирали. Поверхность стружки, прилегающую к передней поверхности инструмента гладкая, а при высоких скоростях резания отполированная в результате трения о переднюю поверхность. Противоположная поверхность покрыта мелкими зазубринками – насечкой. Суставчатая (псевдосливная [32]) состоит отдельных «суставов», связанных между собой. Элементная состоит из отдельных «элементов» приблизительно одинаковой формы, не связанных или слабо связанных друг с другом Надлома также состоит из отдельных, не связанных друг с другом фрагментов, но, в отличие от элементной, различной формы и размеров. При этом поверхность разрушения может располагаться ниже поверхности резания. В этом случае обработанная поверхность грубая от следов, вырванных из нее частей стружки. Легко удаляются из зоны резания не сплошная, а состоящая из отдельных элементов стружка. При резании пластичных металлов возможно образование первых трех типов стружки: элементной, суставчатой и сливной. Для материалов с малой прочностью и твердостью наиболее характерна сливная стружка. По мере 118 повышения твердости и прочности обрабатываемого материала сливная стружка переходит в суставчатую, а затем в элементную, т.е. отвод стружки при этом улучшается. При обработке хрупких металлов в основном образуется элементная стружка, и реже стружка надлома. В практике (при применяемых геометрических параметрах инструментов и режимах резания) основными типами стружки являются: при резании пластичных материалов - сливная и реже суставчатая стружка; при резании хрупких материалов – элементная [2]. В работе оценивали тип стружки сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР в зависимости от скорости резания в диапазоне 20…50 м/мин. Выполненные эксперименты показали существенную зависимость вида стружки от скорости резания для обоих сплавов, но эта зависимость проявляется по-разному (рисунок 4.17). При скорости резания 20м/мин стружка, образуемая при обработке сплава ХН77ТЮР, - элементная, а сплава Х65НВФТ - сливная. При повышении скорости резания до 30 м/мин вид стружки сплава ХН77ТЮР не меняется. При точении сплава Х65НВФТ стружка, в основном, элементная, но имеются отдельные фрагменты, форма которых близка к суставчатой (рисунок 4.17). Рисунок 4.17 Влияние скорости резания на вид стружки 119 При дальнейшем повышении скорости резания до 40 и 50 м/мин при обработке сплава Х65НВФТ стружка остается элементной, в то время, как при обработке сплава ХН77ТЮР формируется стружка в виде сплошной одновитковой спирали весьма неудобной для удаления из зоны резания. Таким образом, при повышении скорости резания вид стружки при точении сплавов меняется: для ХН77ТЮР «элементная → сливная», а для Х65НВФТ, наоборот, «сливная →элементная». Это связано с принципиальными различиями структуры (таблица 4.9), фазовых превращений и изменений свойств при повышении температуры, которая в зоне резания тем выше, чем больше скорость резания. Сливная стружка характерна для пластичных материалов [5, 2]. Изменения вида стружки «элементная → сливная» при повышении скорости резания характерно для большинства конструкционных сталей [2]. Это связано, во-первых, с ростом пластичности всех металлов при повышении температуры и, во-вторых, вследствие растворения хрупкого цементита в феррите и особенно (при нагреве выше температуры Ас1) в аустените. Таблица 4.9 Сравнительная характеристика структуры сплавов Х65НВФТ и ХН77ТЮР в состоянии поставки Сплав Состояние Х65НВФТ Отжиг ХН77ТЮР Закалка + старение Фаза, тип решетки α [ОЦК] γ [ГЦК] γ [ГЦК] + γ´[ГЦК] Твердость фаз, HV 578 434 γ – 220 γ´– 700 Объемное соотношение, % α:γ =50:50 (данные РФА) γ:γ´=80:20 (данные [62, c 551]) Аналогичные превращения происходят и при нагреве сплава ХН77ТЮР. Его упрочнение происходит за счет дисперсионного твердения – выделения из γ –фазы (пересыщенного твердого раствора хрома в никеле) упрочняющей γ´фазы, это интерметаллид Ni3(ТiAl). При нагреве вторичная твердая γ´-фаза растворяется в мягкой матрице, это дополнительно, наряду с нагревом, ведет к снижению прочности и повышению пластичности. 120 Элементная стружка характерна для хрупких материалов [5, 2]. Изменения вида стружки «сливная → элементная» при повышении скорости резания описано в работе для титановых сплавов, обладающих малой пластичностью. Оно характеризуется как изменение «в обратном направлении». Это связано с хрупким характером разрушения этих сплавов из-за того, что с ростом скорости резания и, таким образом скорости деформирования металла, пластическая деформация не успевает протекать во всем объеме [2]. Невысокий рост пластичности при повышении температуры характерен для сплава Х65НВФТ. При повышении температуры до 800 °С пластичность сплава изменяется незначительно (δ возрастает с 16 до 21 %), тогда как пластичность сплава ХН77ТЮР возрастает в два раза (с 24 до 48 %) (см. таблицу 4.3). Упрочнение сплава Х65НВФТ это твердорастворное, т.е. совершенно иного характера, чем сплава на основе никеля. Оно достигается за счет повышения легированности α –твердого раствора. Поэтому при нагреве этого сплава развиваются два противонаправленных процесса. Пластичность, как и для всех металлов, повышается за счет нагрева. Но этот процесс замедляется за счет растворения в α –фазе (твердый раствор никеля в хроме) мягкой γ –фазы. При этом возрастает легированность и количество α –фазы, растет ее твердость, а количество мягкой γ –фазы уменьшается. Неодинаковость влияния нагрева на свойства сплавов на основе хрома и никеля подтверждается определениями твердости закаленных сплавов - закалка фиксирует высокотемпературное состояние и горячей пластичности. Твердость закаленного сплава ХН77ТЮР ниже, чем состаренного или отожженного, тогда как закалка сплава Х65НВФТ повышает его твердость. И напротив, значения и темп прироста относительного удлинения при нагреве сплава ХН77ТЮР выше, чем сплава на Х65НВФТ (таблица 4.10). Еще одним фактором, определяющим разную пластичность исследованных сплавов, является их структура. Гранецентрированная решетка (ГЦК) сплавов определяет их большую пластичность по сравнению со сплавами с объемно-центрированной (ОЦК) решеткой. У никелевого сплава ХН77ТЮР 121 структура представлена фазами с решеткой ГЦК (см. таблицу 4.9). При нагреве увеличивается количество пластичного твердого раствора. В структуре сплава Х65НВФТ присутствует фаза с решеткой ОЦК (см. таблицу 4.9), количество которой при нагреве растет. Таблица 4.10 Влияние термической обработки на твердость сплавов ХН77ТЮР и Х65НВФТ Сплав ХН77ТЮР Х65НВФТ Термическая обработка Закалка 1080°C + старение 750, 16 ч (состояние поставки) Закалка 1080°C Отжиг 900°C, 16 ч (состояние поставки) Закалка 1100°C Твердость 35…37 HRC 265…289 HB 34…36 HRC 40…42 HRC Характер изменения вида стружки при обработке резанием сплава Х65НВФТ в зависимости от скорости резания определяет рациональные режимы его обработки. Заготовки из этого сплава целесообразно обрабатывать со скоростями 30…40 м/мин (наши исследования показали, что стойкость инструмента позволяет это реализовать – см. «кинетика изнашивания инструмента»). При этом образуется элементная стружка хорошо удаляемая из зоны резания. А также, уменьшается склонность к образованию нароста, это обеспечивает меньшую шероховатость поверхности [2]. Кроме того, в поверхностном слое металла, при резании которого образуется элементная стружка, наиболее напряжения. [2] вероятно получение благоприятных сжимающих 122 4.6 Выбор инструментального материала СМП для точения сплава Х65НВФТ Задачей этой части работы был выбор оптимального инструментального материала для обработки сплава Х65НВФТ. Стойкостные исследования проводили с использованием СМП из твердых сплавов без покрытия и с износостойким покрытием, режущей керамики, композита (таблица 4.11). Для испытаний были приняты только однокарбидные твердые сплавы. Двухкарбидные твердые сплавы (типа ТК) при обработке жаропрочных материалов не используются из-за недостаточной прочности, низкого сопротивления термическим ударам [2]. Оценка эффективности инструментального материала выполнялась сравнением интенсивности изнашивания (Jи) – величиной износа СМП (hз) по задней поверхности в единицу времени (τ): 𝐽𝑢 = ℎз [мкм/мин], 𝜏 (29) Таблица 4.11 Свойства инструментальных материалов, принятых к испытаниям Инструментальный материал Твердые сплавы ВК8 ВК6-ОМ ВК10-ХОМ ВРК 15 ТН-20 Режущая керамика ВОК 200 Композит 10 Твердость, HRA σизг, МПа Е, ГПа 87,5 90,5 89 89 90 92...93 60…90 ГПа 1666 1274 1500...1700 1470 1050 650 1000...15000 610 650 420 - Анализ данных, приведенных в таблице 4.10 и рисунке 4.18, прежде всего, показал, что инструментальные материалы с низкой прочностью – безвольфрамовый твердый сплав, режущая керамика и композит на основе нитрида бора не работоспособны при обработке сплава Х65НВФТ. Это связано с 123 тем, что сплав Х65НВФТ имеет высокую прочность при 20 ºC и сохраняет ее до высоких температур. Так, предел прочности при 20 ºC составляет 1100 МПа, т.е. выше (или, по крайней мере, не ниже), чем у названных инструментальных материалов. При 600 ºC (температура, близкая к развиваемой в зоне резания) предел прочности примерно 800 МПа. Недостаточная прочность указанных инструментальных определила характер отказа – сколы и даже поломка пластинки из керамики ВОК200. Таблица 4.12 Интенсивность изнашивания инструментальных материалов при точении сплава Х65НВФТ в зависимости от скорости резания Jи, мкм/мин, при скорости резания, м/мин – числитель; Стойкость до регламентируемого износа hз=0,5 мм, мин – знаменатель. 20 30 40 ВК8 47/10,6 1250/0,4 1410/0,35 ВК6-ОМ 110/4,5 594/0,84 833/0,6 ВК10-ХОМ 6/83,3 60/8,33 410/1,2 ВРК15 26/19,2 44/11,36 ТН-20 858/0,58 1165/0,43 поломка ВОК-200 483/1,03 (S=0,1 мм/об) сколы сколы Композит 10 (S=0,1 мм/об) (S=0,1 мм/об) Примечание. S=0,15 мм/об; t= 1 мм Инструментальный материал При этом следует отметить, что марки режущей керамики и композита – ВОК-200 и Композит 10 обладают в своих группах высокой прочностью и рекомендуются для получистовой обработки [34]. При сравнении прочности инструментальных материалов и сплава Х65НВФТ следует учитывать, что для сплава Х65НВФТ указаны значения предела прочности при растяжении, а для инструментальных материалов – при изгибе. Испытания на растяжение являются наиболее жесткими (высокая доля нормальных напряжений – рисунок 4.19 [36, c 35]), это означает, что при изгибе предел прочности сплава Х65НВФТ будет выше, чем при растяжении. 124 Рисунок 4.18 Интенсивность изнашивания инструментальных материалов при обработке сплава Х65НВФТ при разных скоростях резания Рисунок 4.19 Соотношение нормальных и касательных напряжений при разных способах приложения нагрузки [36] 125 При скорости резания 20 м/мин удовлетворительные результаты были получены при использовании СМП из сплава ВК8, обладающего высокой прочностью. Однако, при повышении скорости резания износ этого инструмента возрастал катастрофически. Примерно такие же результаты были получены и для сплава ВК6-ОМ (см. таблицу 4.12). Низкую стойкость при скоростях 30 и особенно 40 м/мин следует отнести к недостаточной теплостойкости (жаропрочности связки). Удовлетворительные результаты были получены при использовании сплава ВК10-ХОМ. Сплав показал работоспособность инструмента при скорости резания 30 м/мин. Сплав обладает высокой прочностью (см. таблицу 4.11) и мелким зерном карбидной фазы. Последнее обстоятельство определяет меньший радиус скругления режущей кромки, меньшие усилия резания. Сплав, как указывалось выше, в соответствии со стандартом ISO 513, предназначен для обработки труднообрабатываемых материалов. Лучшая стойкость была получена при использовании ренийсодержащего сплава ВРК15 (9 % Re, 6 % Co, 85 %), поставляемого по ТУ 48-4201-3-38-86 «Производство твердого сплава марки ВРК15». Сплавы, в состав связки которых входит рений, характеризуются высокой температурой разупрочнения, что важно при обработке жаропрочных сплавов [71]. Сплав показал самую высокую стойкость при скорости резания 30 м/мин. Это единственный из исследованных сплавов, который возможно эксплуатировать при скорости 40 м/мин. Основной задачей исследования интенсивности изнашивания инструмента с износостойкими покрытиями при обработке сплава Х65НВФТ была оценка влияния свойств сплавов (т.е. подложки, субстрарта), а не выбор оптимального состава покрытия. Для оценки влияния свойств твердых сплавов (подложки) на интенсивность изнашивания были выбраны сплавы ВК10-ХОМ, ВРК15 и КНТ16. Два первых как показавшие лучшие результаты и, как альтернатива этим сплавам, менее прочный безвольфрамовый твердый сплав КНТ-16. Интенсивность изнашивания инструмента с покрытием значительно, в разы, меньше, чем не упрочненного 126 инструмента (см. таблицу 4.12, 4.13 и рисунок 4.20) (очень показательно сравнение износа после 5 мин резания СМП из сплава ВК10-ХОМ с покрытием и без покрытия – рисунок 4.20). Это ожидаемый результат, такое влияние покрытий показано во многих работах [42, 43, 72]. Проведенные исследования показали значительное влияние на стойкость СМП с покрытиями прочности подложки – твердого сплава, на который это покрытие наносится. 1 мин 5 мин 15 мин 20 мин ВК10ХОМ ВК10ХОМ + (TiAlCr)N Время Рисунок 4.20 Кинетика износа по задней поверхности СМП из сплава ВК10-ХОМ с покрытием и без покрытия при обработке жаропрочного сплава Наиболее заметное влияние покрытия получено для сплава ВК10-ХОМ – интенсивность изнашивания уменьшилась примерно в 10 и 20 раз при скорости резания 30 м/мин и 40 м/мин, соответственно (см. таблицу 4.12, 4.13 и рисунок 4.18). Заметно меньший эффект от покрытия был получен для СМП из твердого сплава ВРК15 – интенсивность изнашивания снизилась в 3 и 2 раза для скоростей резания 30 и 40 м/мин, соответственно. Интенсивность изнашивания СМП с покрытием из сплавов ВРК15 и ВК10ХОМ практически одинакова (см. таблицу 4.12, 4.13 и рисунок 4.18). Эффекта от нанесения покрытий практически не наблюдалось для безвольфрамовых сплавов. Интенсивность изнашивания при скорости резания 20 м/мин снизилась примерно на 20 %, при этом изнашивание носило 127 катастрофический характер, поэтому испытания при более высоких скоростях резания были нецелесообразными (см. таблицу 4.13). При этом следует учитывать, что покрытия наносились не на сплав ТН20, а на более прочный безвольфрамовый сплав КНТ16 (прочность сплавов ТН20 и КНТ16 1050 и 1200 МПа, соответственно [60]). Таблица 4.13 Интенсивность изнашивания инструментальных материалов с износостойким покрытием Ti-TiN- (TiCrAl)N при точении сплава Х65НВФТ в зависимости от скорости резания Инструментальный материал ВК10-ХОМ ВРК15 КНТ-16 Jи, мкм/мин, при скорости резания, м/мин – числитель; Стойкость до регламентируемого износа hз=0,5 мм, мин – знаменатель. 20 30 40 6,8/73 23/21,7 8,1/61,7 21/23,8 736/0,6 - Таким образом, свойства подложки и, прежде всего, прочность оказывают существенное влияние на стойкость инструмента с покрытиями. Анализ полученных результатов позволяет рекомендовать для обработки жаропрочного сплава на основе хрома ренийсодержащий твердый сплав. Вопервых, этот сплав обеспечивает лучшую стойкость инструмента без покрытия и, во-вторых, нанесение покрытия не приводит к весьма существенному повышению стойкости, поэтому применение этой трудоемкой и наукоемкой технологии не является критичной. 4.7 Разработка состава твердого сплава высокой теплостойкости для СМП, предназначенных для точения жаропрочного сплава Х65НВФТ Влияние рения на теплостойкость сплавов типа ВК Как было показано в главе 1, особенность жаропрочных сплавов на основе тугоплавких заключается в том, что эти материалы, сохраняют высокие механические свойства не только до рабочих, но и до технологических 128 температур. Это определяет их низкую обрабатываемость резанием. При их обработке возникают высокие температуры высокотемпературного износа инструмента и развиваются (интенсивное механизмы окисление, диффузионный износ [25]) и, как следствие, его низкая стойкость. Условия эксплуатация режущего инструмента при обработке жаропрочных материалов в значительной степени приближаются к условиям работы самих этих материалов – высокие температуры и напряжения. Т.е. материал режущих инструментов должен обладать высокой жаропрочностью (теплостойкостью – этот термин применяется для инструментальных материалов, он оценивает способность сохранять твердость при нагреве) и жаростойкостью (сопротивлением окислению при высоких температурах). Теплостойкость твердых сплавов лимитируется низкими температурами разупрочнения, т.е. недостаточной жаропрочностью металла связки – кобальта [71]. Т.е. проблема повышение свойств твердых сплавов – материалов инструментальных, та же, что и для конструкционных жаропрочных материалов. Жаропрочность металлов и сплавов определяется их сопротивлением ползучести, зависящим от сил межатомных связей, которые характеризуются, в первую очередь, температурой плавления (Тпл). Чем выше Тпл, тем прочнее межатомные связи, сопротивление ползучести материала и его жаропрочность [19]. Однако, это положение справедливо только для сплавов, не претерпевающих полиморфного превращения. Силы межатомных связей и температура разупрочнения у металлов и сплавов с полиморфным превращением определяются температурой именного этого превращения, а не температурой плавления. При температурах, близких к температуре полиморфного превращения, усиливается диффузионная подвижность атомов, снижаются силы межатомных связей и, как следствие, механические свойства [19, 73]. Экспериментально это доказано в работе [73], в которой для инструментальных сталей установлена зависимость температуры начала разупрочнения (Тразупр) не от температуры плавления, а от температуры полиморфного (Тα→γ) превращения. 129 𝑇разупр = 0,7 … 0,8 ∙ 𝑇𝛼→𝛾 , К (30) Чистый кобальт имеет две модификации – низкотемпературную гексагональную плотноупакованную (ГПУ; ε – фаза) и высокотемпературную кубическую гранецентрированную (ГЦК; α - фаза). Полиморфное ε ↔ α превращение кобальта происходит при температуре 422 °C [35]. Однако, жаропрочность связки существенно выше. Это объясняется тем, что связка твердых сплавов это не чистый кобальт, а твердый раствор углерода и вольфрама (карбида WC) в кобальте [74] (т.е. реализуется механизм «твердорастворного упрочнения», характерный для жаропрочных материалов). При этом температура полиморфного ε → α превращения кобальта повышается (линия «А5» на рисунке 4.21 [74, c 52]) примерно на 40 °C с увеличением концентрации WC на 1 %. При предельной растворимости WC в кобальте ~ 9% температура полиморфного превращения ~ 950 °C [74]. Однако, кобальтовая связка, даже легированная вольфрамом и углеродом, претерпевает полиморфное превращение (см. рисунок 4.21), это снижает ее жаропрочность и, таким образом теплостойкость твердого сплава. Повышение жаропрочности твердых сплавов достигается за счет твердорастворного упрочнения – легированием твердого сплава (связки) рением и хромом. Анализ диаграмм состояния [35] «Co -Cr» и «Co - Re» (рисунки 4.22 [35, c 56; 35, c 70] и 4.23) показывает, что эти элементы образуют с кобальтом твердые растворы замещения, причем увеличение их содержания повышает температуру полиморфного ε → α превращения (ε и α – низкотемпературная и высокотемпературная модификации, соответственно). Установлено [60], что легирование хромом повышает твердость и прочность сплавов при высоких температурах, т.е. жаропрочность. Это нашло подтверждение и в нашей работе. Преимущество сплава ВК10-ХОМ перед сплавом ВК10-ОМ проявляется тем сильнее, чем выше скорость резания, т.е. температура в зоне обработки (см. рисунок 4.18). Однако, в системе «Co - Cr» 130 нельзя предотвратить полиморфное превращение ε → α кобальта (см. рисунок 4.22) и существенно повысить жаропрочность связки. Рисунок 4.21 Низкотемпературная часть разреза по линии Co – WC диаграммы состояния «WC - Co» [74] Рисунок 4.22 Диаграмма состояния «Co - Cr» [35] 131 Рисунок 4.23 Диаграмма состояния «Co - Re» [35] Наиболее заметное повышение стойкости при обработке жаропрочного сплава Х65НВФТ было достигнуто при использовании СМП из ренийсодержащего сплава ВРК15 (см. рисунок 4.18). Этот твердый сплав – разработка Всесоюзного научно-исследовательского института твердых сплавов, в котором были проведены пионерские разработки по созданию ренийсодержащих сплавов [71]. Такой результат объясним. Рений - тугоплавкий металл, температура плавления (Тпл) 3450 °C, он образует с кобальтом непрерывный ряд твердых растворов. Рений более эффективно, чем хром, повышает температуру полиморфного превращения (см. рисунки 4.22 и 4.23). Более того, при содержании рения ~ 52 % масс (точка «в» на рисунке 4.23) в сплавах системы «Со - Re», 132 температура начала их разупрочнения определяется линией солидус. Т.е. температурой плавления, а не полиморфного превращения, что определяет высокую жаропрочность рений – кобальтовой связки твердых сплавов. Рений не образует собственных карбидов [71], он входит в состав связки, меняя ее химический состав. Кристаллическая решетка рения – ГПУ, такая же, как у низкотемпературной модификации кобальта, поэтому рений стабилизирует низкотемпературную модификацию – ε-фазу, сохраняя ее до высоких температур. Для оценки влияния рения на структуру и свойства связки следует учитывать его содержание в связке, а не в сплаве. Расположение двухфазных областей в системах «WC – Co - Re» и бинарной «WC – Co» практически одинаково [75]. Это позволяет определять структуру связки (весь рений находится в связке) с помощью диаграммы состояния «Co - Re» независимо от ее количества в сплаве. Т.е. при одинаковом соотношении Re и Co в связке структура связки будет одинакова (в соответствии с диаграммой состояния), независимо от ее массового количества в сплаве. (Например, если количество связки в сплавах 10 % и 15 % масс, а количество рения в сплавах 7 % и 10,5 % масс, соответственно, структура связки в обоих случаях определится диаграммой «Co - Re» - она будет соответствовать сплаву с 70 % Re). Влияние рения на теплостойкость (твердость при нагреве) и прочность твердых сплавов исследовали в работе [71] на сплавах, в которых количество связки составляло 10 % и 15 % (сплавы типа ВРК10 и ВРК15). Содержание рения в связке этих сплавах соответствовало ~ (40, 50, 60 и 70) % масс, соответственно. Кроме того, в этой работе для получения сравнительных данных определяли свойства сплава ВК10 (таблица 4.14 [71, c 8]). Поскольку состав связок в сплавах ВРК10 и ВРК15 при равной концентрации рения в связке одинаков, разница в свойствах этих сплавов определяется только количеством связки в сплаве. Чем больше в сплаве связующей фазы, тем прочнее сплав, но его твердость ниже. Действительно, при всех температурах испытаний твердость сплавов типа ВРК10 выше, а их прочность ниже (рисунки 4.24 [71, c 8] и 4.25 [71, c 9]). 133 Таблица 4.14 Состав исследованных сплавов [71] Тип сплава ВК10 ВРК10 ВРК15 Состав, % масс Расчетное (фактическое) соотношение Re:Co Re 3,8 4,9 5,6 6,75 Co 10,2 5,8 4,5 3,94 2.9 WC 98,8 90,4 90,6 90,46 90,35 5,95 9,1 84,95 40:60 (60,4:39,6) 7,5 8,75 9,5 7,4 6,12 4,9 85,1 85,13 85,6 50:50 (50,3:49,7) 60:40 (58,8:41,2) 70:30 (66:34) 40:60 (60,4:39,6) 50:50 (51:49) 60:40 (58,7: 41,3) 70:30 (70:30) Примечание. Выделен сплав, состав которого соответствует марке ВРК15 по ТУ 48-4201-3-38-86. Рисунок 4.24 Влияние содержания рения в связке твердого сплава на твердость в зависимости от температуры испытаний [71] Данные работы [71] показывают, что повышение содержания рения в связке не приводит к непрерывному росту жаропрочности связки, т.е. и теплостойкости сплавов, несмотря на повышение температуры солидус (см. рисунок 4.23). 134 Зависимости твердости от содержания рения в связке при всех исследованных температурах имеют экстремум в области 52...60 % рения (см. рисунок 4.24). При этом твердость сплавов типа и ВРК10, и даже ВРК15 при всех исследованных температурах была выше, чем у сплава ВК10, несмотря на то, что количество связки - фазы, снижающей твердость твердых сплавов, в сплаве ВРК15 больше Предел прочности σизг , МПа (практически в полтора два раза), чем в сплаве ВК10. Содержание Re в связке, % Рисунок 4.25 Влияние содержания рения в связке твердого сплава на прочность в зависимости от температуры испытаний [71] Снижение твердости при повышении содержания рения до 70 % в связке связано, по-видимому, с технологическими факторами. Рений, по сравнению с кобальтом, обладает большими значениями модуля упругости (470 и 217 ГПа) прочностью при сжатии, (200 и 130 МПа), повышение содержания рения в сплавах «Co - Re» снижает их пластичность [71]. Это требует больших энергетических 135 затрат при производстве сплавов, т.е. прежде всего повышения температуры спекания. Увеличение количества рения в связке до 70 % требует повышения температуры спекания с 1500 °C до 1700...1900 °C [71]. Это увеличивает размеры карбидных частиц с 1,5 до 2,5 [71] мкм (в среднем) и снижает жаропрочность (теплостойкость), т.к. для сплавов, предназначенных для краткосрочной эксплуатации при высоких температурах (режущий инструмент), оптимальной является мелкозернистая структура, упрочненная дисперсными частицами второй фазы [19], в данном случае карбидной. Кроме того, более высокая прочность и меньшая пластичность связки с повышенным содержанием рения определяет большую сложность получения плотной заготовки и, таким образом, увеличение пористости. Пористость возрастает: с 0,02 % до 0,04 % объемн. при увеличении содержания рения в связке от 40…50 до 60 %, и до 0,1 % а при содержании рения, равном 70 % [55]. Влияние количества связки на твердость наиболее сильно проявляется при температурах 400 °C и 600 °C. При этих температурах преимущество сплавов с меньшим количеством связки оптимального состава (ВРК10 по сравнению с ВРК15) наиболее заметно (см. рисунок 4.23). Повышение температуры свыше 600 °C сопровождается заметным окислением связки и потере ее свойств, это нивелирует разницу для сплавов с разным содержанием рения [55]. Рост твердости сплавов при повышении в них содержания рения естественно сопровождался падением прочности, это происходит в сплавах и с 10 %, и с 15 % масс связки (см. рисунок 4.23). При этом сплавы с большим количеством связки (типа ВРК15) имеют заметное преимущество по прочности до 600 °C. Уже при 700 °C (интенсивное окисление связки) прочность сплавов близка и мало зависит от содержания рения ~ 1150 МПа и 1300 МПа (различие ~ 10 %), для сплавов типа ВРК10 и ВРК15, соответственно. Прочность всех сплавов типа ВРК10 находится на уровне сплава ВК10 (σизг при 20 °C ~ 1700 МПа - этот сплав обладает повышенной прочностью и предназначен для черновой обработки, резанием с увеличенным сечением среза, в условиях ударных нагрузок [76]), а прочность сплавов типа ВРК15 выше при большей твердости. 136 Оптимизация состава сплавов типа ВРК Сплав ВРК15 показал в наших испытаниях лучшие результаты при обработке жаропрочного сплава Х65НВФТ, аналогичные результаты получены и при обработке жаропрочного сплава ХН77ТЮР на никелевой основе [77]. Однако мы считаем, что состав сплава ВРК15 не является оптимальным. Высокая прочность сплава обеспечивается большой долей связки – 15 % масс. Это необходимо, т.к. увеличение содержания рения в связке снижает ее прочность (см. рисунок 4.25). При этом следует учитывать, что чем больше содержание связки в твердом сплаве, тем ниже его твердость, теплостойкость. На основании анализа диаграммы состояния «Co - Re» нами разработан принцип выбора состава связки твердых сплавов, заключающийся в том, что содержание рения в связке составляет 52...54 масс. % (т.е. меньше, чем в сплаве ВРК15). В интервале концентраций рения примерно до 52...53 % масс (линия «ab») температура начала разупрочнения регламентируется ε → α полиморфным превращением. При большем содержании рения сплавы системы «Co - Re» не претерпевают полиморфного превращения (см. рисунок 4.23). Температура разупрочнения (жаропрочность) связки твердых сплавов, содержащей более 52 % рения, определяется температурой начала плавления – линией солидус (линия «bc»). Она тем выше, чем больше в сплаве рения. Анализ диаграммы состояния «Co - Re» показывает, что введение в твердый сплав (в связку) рения наиболее эффективно до ~ 52 % масс (более крутой подъем линии «ab», чем «bc» - рисунок 4.23). Это подтверждается изменением твердости при 20 ºC и при нагреве – твердость заметно повышается при увеличении содержания рения ~ до 50 % (см. рисунок 4.24). Уменьшение содержания рения в связке (по сравнению со сплавом ВРК15) позволяет сократить массовую долю связки без потери прочности (за счет уменьшения содержания рения) при более высокой теплостойкости, чем у сплава ВРК15. 137 При таком, оптимальном содержании рения может быть создана гамма сплавов твердых сплавов с разным количеством связки, предназначенных для обработки жаропрочных сплавов с разными режимами и для разных операций. В отличие от известных ренийсодержащих сплавов предлагаем иную маркировку с указанием содержания и рения и кобальта. Структура сплавов ВРК15 и ВР7К6 практически одинакова (на рисунке 4.26 приведена микроструктура сплава ВР7К6). Она характеризуется отсутствием η –фазы, свободного графита и крупных пор; средний размер карбидов – 1,7 мкм. Рисунок 4.26 Микроструктура сплав ВР7К6 (×1000) Свойства разработанного сплава, по крайней мере, не ниже, чем у выпускаемого по ТУ 48-4201-3-38-86 сплава ВРК 15 (см. таблицу 4.11). На твердый сплав на основе карбида вольфрама для обработки резанием трубнообрабатываемых материалов получено положительное решение о выдаче патента (приложение Г). 138 4.8 Лабораторные и промышленные испытания резцов, оснащенных СМП из сплава ВР7К6 Лабораторные испытания выполняли при обработке жаропрочного сплава Х65НВФТ при постоянной глубине резания (t = 1 мм) и подаче (S = 0,15 мм/об). Цель лабораторных испытаний – сравнение стойкости разработанного сплава ВР7К6 и стандартного ВРК15. Пластины из опытного сплава были изготовлены в ФГУП ВНИИТС по технологии производства сплава ВРК 15, регламентируемой ТИ 48-4201-3-38-86. Были определены структура и свойства (приложение Д). При близкой прочности разработанный сплав превосходит сплав ВРК15 по твердости. Эти испытания подтвердили наши предположения об оптимальном содержании рения в связке. Стойкость СМП из ВР7К6 и ВРК 15 была близка, при этом несколько лучшие результаты были получены для сплава ВР7К6 (таблица 4.15). Таблица 4.15 Состав свойства сплавов и стойкость СМП из сплавов ВР7К6 и ВРК15 Сплав ВР7К6 ВРК15 Химический состав, % масс. WC Re Co 87,9 85 6,8 9 5,3 6 Механические свойства Твердость, ГПа (HRA) 17,2 (92…93) 17,1 (91…93) Стойкость, мин при скорости резания, м/мин σизг, МПа 30 40 1720 1650 22,3 20,1 13,1 10,2 Промышленное опробование инструмента (СМП) из сплава ВР7К6 проводилось на ФГУП «Опытное конструкторское бюро «ФАКЕЛ» (акт испытаний представлен в приложении Е). При точении прутков из сплава Х65НВФТ по режимам резания, принятым на предприятии (таблица 4.16), было достигнуто заметное преимущество инструмента из разработанного ренийсодержащего твердого сплава ВР7К6 перед используемым в настоящее время инструментом из сплава ВК6-ОМ. При скорости 14 м/мин (принятая 139 технология) стойкость пластин из предлагаемого сплав была выше примерно в три раза (11,5 и 32 мин, соответственно). При скорости 30 м/мин стойкость инструмента из сплава ВР7К6 составила 19 мин, сплав ВК6-ОМ был неработоспособен вследствие катастрофического износа (см. таблицу 4.16). Таблица 4.16 Результаты сравнительных испытаний резцов, оснащенных СМП из твердых сплавов ВР7К6 и ВК6-ОМ. Стойкость инструмента, мин при скорости, м/мин (глубина резания – 1 мм, подача 0,1 мм/об) 14 30 11,5 0,85 32 19,0 Материал СМП ВК6 – ОМ ВР7К6 Одновременно с повышением стойкости было достигнуто снижение шероховатости обработанной поверхности с 4,35 до 1,93 мкм. Это связано с более высокой износостойкостью разработанного сплава, а также с видом стружки. При обработке заготовок из сплава Х65НВФТ со скоростью 14 м/мин (базовый вариант) образуется сливная стружка, а при обработке со скоростью 30 м/мин - элементная, в связи с чем уменьшается склонность к образованию нароста [2] и достигается меньшая шероховатость обработанной поверхности. Еще одним фактором, определяющим меньшую шероховатость обработанной поверхности, является более высокий модуль упругости ренийсодержащего сплава (параграф 4.1) за счет значительного повышения модуля упругости связки. Модуль упругости кобальта ~ 200 ГПа, рения ~ 500 ГПа [40, 23]. При образовании твердого раствора замещения модуль упругости меняется пропорционально атомной концентрации [40]. В связке сплава ВР7К6 ~ 30 % атомн. рения (см. рисунок 5.23), т.е. модуль упругости связки ~ 300 ГПа. 140 Выводы по главе 4 1 Сплав Х65НВФТ обладает лучшей обрабатываемостью резанием, по сравнению со сплавом ХН77ТЮР, по ряду параметров: - меньшей склонностью к наклепу и меньшей пластичностью; - меньшей истирающей способностью, в его структуре нет твердой дисперсной фазы; - более высокой тепло- и температуропроводностью при температурах, возникающих в зоне резания при точении жаропрочных сплавов ; - меньшей шероховатостью поверхности при обработке, вследствие более высоких значений твердости и модуля упругости по сравнению с ХН77ТЮР. 2 Высокие значения модуля упругости сплавов на основе тугоплавких металлов, в том числе сплава на основе хрома, предопределяет большую величину радиальной составляющей. 3 Лучшая стойкость при точении сплава Х65НВФТ, была достигнута использованием СМП из ренийсодержащего сплава ВРК15. Удовлетворительной стойкостью обладает СМП из твердого сплава ВК10-ХОМ. 4 Разработанный ренийсодержащий твердый сплав ВР7К6 имеет меньшее содержание весьма дорогостоящего рения, чем в сплаве ВРК15. Инструмент из разработанного твердого сплава обеспечил более высокую стойкость при точении жаропрочного сплава на основе хрома, по сравнению со сплавом ВРК15. 141 ЗАКЛЮЧЕНИЕ Решена научно-техническая задача повышения производительности и достижения малой шероховатости поверхности при обработке жаропрочного и жаростойкого сплава на основе хрома. Обрабатываемость сплава Х65НВФТ улучшена и использован инструмент из ренийсодержащего твердого сплава высокой теплостойкости. Это имеет значение для ряда машиностроительных отраслей, определяющих уровень развития страны – это энергетика, авиация, ракетостроение и др. На основании стойкостных исследований при точении жаропрочного сплава на основе хрома установлены взаимосвязи между свойствами материалов СМП и их стойкостью. Разработан состав ренийсодержащего твердого сплава (ВР7К6), обладающего высокой теплостойкостью. Рений - тугоплавкий металл, эффективно повышающий температуру плавления кобальтовой связки и полиморфного превращения. Разработаны и опробованы режимы резания при точении жаропрочного сплава Х65НВФТ инструментом, оснащенным СМП из разработанного ренийсодержащего сплава ВР7К6, что обеспечило высокую производительность и малую шероховатость обработанной поверхности. Инструмент из сплава ВР7К6 рационально использовать для резания жаропрочных сплавов на основе тугоплавких металлов. При точении сплавов на основе хрома и никеля выявлен ряд взаимосвязей между свойствами исследуемого сплава и параметрами процесса резания. Установлены причины лучшей обрабатываемости резанием жаропрочного сплава Х65НВФТ на основе хрома, при его более высокой жаропрочности, по сравнению со сплавом ХН77ТЮР на основе никеля. Это - меньшая склонность к наклепу сплава Х65НВФТ, по сравнению со сплавом ХН77ТЮР, меньшая истирающая способность сплава Х65НВФТ, его более высокие теплофизические свойства: тепло- и температуропроводность. Установлена зависимость между модулем упругости обрабатываемого сплава и составляющими силы резания. Высокие значения модуля упругости 142 тугоплавких металлов предопределяют большую величину радиальной составляющей силы резания (Рy). При точении сплава на основе хрома радиальная составляющая силы резания соизмерима или превосходит главную тангенциальную силу резания (Рz). Тогда как при точении сплава ХН77ТЮР величина радиальной силы примерно в два раза меньше тангенциальной. На основании изучения структуры, превращений при нагреве и свойств жаропрочных сплавов на основе хрома и никеля объяснен характер стружкообразования: для никелевых сплавов при повышении скорости резания вид стружки изменяется «элементная → сливная»; для сплавов на основе хрома «сливная → элементная». На основании изучения фазовых превращений разработан режим термической обработки сплава Х65НВФТ, обеспечивающий пониженную твердость, по сравнению с действующей технологией и повышенную обрабатываемость резанием. По результатам стойкостных исследований и изучения структурных превращений сплава Х65НВФТ разработаны: - режим отжига заготовок из сплава Х65НВФТ, который внедрен на ОАО «Композит», что обеспечило повышение стойкости и сокращение расхода режущего инструмента на операциях точения. - состав твердого сплава ВР7К6, промышленные испытания инструмента из которого проведены на ФГУП «ОКБ Факел». Его применение обеспечило повышение стойкости более, чем в два раза, по сравнению с базовым вариантом – инструментом из сплава ВК6-ОМ. Инструмент из сплава ВР7К6 рекомендован для обработки труднообрабатываемых жаропрочных сплавов. Полученные результаты определяют направления дальнейших исследований. Это обработка труднообрабатываемых сплавов на основе тугоплавких металлов – вольфрама, тантала и др. Исследования операций резания, не изученных в настоящей работе – фрезерование, сверление и т.п. 143 Исследование структуры, свойств и определение рациональных областей применения (обрабатываемый материал, условия обработки) ренийсодержащих твердых сплавов, с различным содержанием связки, содержание рения в которой, определено в нашей работе как рациональное − 52…54%. 144 СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 1. Масленков, С. Б. Жаропрочные стали и сплавы: Справочник / С.Б. Масленков. – М.: Металлургия, 1988. ‒ 191 с. 2. Бобров, В. Ф. Основы теории резания / В. Ф. Бобров. ‒ М.: Машиностроение, 1975. ‒ 344 с. 3. Общемашиностроительные режимы резания для технического нормирования работ на металлорежущих станках: Справочник В 2-х томах / Под ред. В. И. Яковлевой, т. 1. ‒ М.: Машиностроение, 1974. ‒ 354 с. 4. Фельдштейн, Э. И. Обрабатываемость сталей в связи с условиями термической обработки и микроструктурой / Э. И. Фельдштейн. - М.: Машгиз, 1953. ‒ 256 с. 5. Подураев, В. Н. Резание труднообрабатываемых материалов: Учебное пособие для вузов / В. Н. Подураев. ‒ М.: Высшая школа, 1974. ‒ 590 с. 6. Шевчук, С. А. Стали для станков и машин: Справочник / С. А. Шевчук, Э. С. Цырлин, М. Ю. Боровина и др. ‒ М.: ЭНИМС, 1993. ‒ 340 с. 7. Силин, C. C. Метод подобия при резании материалов / C. C. Силин. ‒ М.: Машиностроение, 1979. ‒ 152 с. 8. Navier, C. L. M. Н. Experiens sur la resistance de divers substances a la rupture cause par une tencion longuitudinale / C. L. M. Navier. – Annales de chimie et de physique, 1826-V-33. – pр. 228–229. 9. Vicat, J. L. Note sur l'allongement progresiff du fil de soumis a divers tensions / J. L. Vicat. – Annales des ponts et chausses, т. 54, 1834. – с. 40-44. 10. Белов, А. Ф. Строение и свойства авиационных материалов: Учебник для вузов / под ред. А.Ф. Белова. ‒ М: Металлургия, 1989. ‒ 367 с. 11. Екобори, Т. Физика и механика разрушения и прочности твердых тел / Т. Екобори. ‒ М.: Металлургия, 1971. ‒ 264 с. 145 12. Кан, Р. У. Физическое металловедение. Дефекты кристаллического строения механические свойства металлов и сплавов, т. 3 / Р. У. Кан и П. Хаазена. Пер. с англ. под ред. О. В. Абрамова и др. ‒ М.: Металлургия, 1987. ‒ 663 с. 13. Маклин, Д. Д. Механические свойства металлов / Д. Д. Маклин. ‒ М.: Металлургия, 1965. – 432 с. 14. Арзамасов Б. Н. Материаловедение: учебник для вузов / Б. Н. Арзамасов, В. И. Макарова, Г. Г. Мухин [и др.]. ‒ 8-е изд., стер. ‒ М.: Изд-во МГТУ им. Н. Э. Баумана, 2008. ‒ 646 с. 15. Бернштейн, М. Л. Структура и механические свойства металлов: Учебник для вузов / М. Л. Бернштейн, В. А. Займовский. ‒ М.: Металлургия, 1980. ‒ 496 с. 16. Курдюмов В.Г. Релаксационная стойкость напряжений в металлах и сплавах. / В. Г. Курдюмов, Н. Т. Травина // Проблемы металловедения и физики металлов. ‒ Сб. трудов ЦНИИЧМ, т. 6, 1959. ‒ 158 c. 17. Бокштейн, С. З. Строение и свойства металлических сплавов / Б. Н. Арзамасов. ‒ М.: Металлургия, 1971. ‒ 496 с. 18. Арзамасов, Б. Н. Конструкционные материалы: Справочник /. Б. Н. Арзамасов, В.А. Брострем, Н.А. Буше и др.; Под общ. ред. Б. Н. Арзамасова. ‒ М.: Машиностроение, 1990. ‒ 688 с. 19. Масленков, С. Б. Легирование и термическая обработка жаропрочных сталей и сплавов / Металловедение и термическая обработка: Справочник С. Б. Масленков, т. 2, / Ред. М. Л. Бернштейна и А. Г. Рахштадта, ‒ М., Металлургия, 1983. ‒ с. 329-340. 20. Химушин, Ф. Ф. Нержавеющие стали / Ф. Ф. Химушин. ‒ М.: Металлургия, 1967. ‒ 798 с. 21. Симс, Ч.Т. Суперсплавы II.: Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок. В 2-х книгах. Кн. 1 / Ч.Т. Симс, Н.С. Столофф, У.К. Xагель. ‒ Научное издание. Под редакцией Ч.Т. Симса, 146 Н.С. Столоффа, У.К. Xагеля; Перевод с английского Ю.П. Либерова, А.Б. Цепелева; Под ред. Р.Е. Шалина. ‒ М.: Металлургия, 1995. ‒ 384 с. 22. Каблов, Д. Е. Исследование влияния азота на структуру и свойства монокристаллов из литейного жаропрочного сплава ЖС30-ВИ. / Д. Е. Каблов, Е. Б. Чабина, В. В. Сидоров, П.Г. Мин. ‒ М.: МиТОМ, т. 8, 2013. ‒ с. 2-3. 23. Гемпель, К.А. Справочник по редким металлам / К.А. Гемпель ‒ Перевод с англ. Под ред. В.Е. Плющева М.: Мир, 1965. ‒ 931с. 24. Симс, Ч.Т. Суперсплавы II: Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок. В 2-х книгах. Кн. 2 / Ч.Т. Симс, Н.С. Столофф, У.К. Xагель. ‒ Научное издание. Под редакцией Ч.Т. Симса, Н.С. Столоффа, У.К. Xагеля; Перевод с английского Ю.П. Либерова, А.Б. Цепелева; Под ред. Р.Е. Шалина. ‒ М.: Металлургия, 1995. ‒ 369 с. 25. Макаров, А. Д. Оптимизация процессов резания. 2-е изд. ‒ М.: Машиностроение, 1976. ‒ 278 с. 26. Векслер, Ю.Г. Специальные испытания / Ю. Г. Векслер, Л. Г. Коршунов // Металловедение и термическая обработка стали. ‒ М.: Металлургия, 2001, ‒ с. 249-274. 27. Бакли, Д. Поверхностные явления при адгезии и фрикционном взаимодействии Д. Бакли ‒ Пер. с англ. А. В. Белого, Н. К. Мышкина; Под ред. А. И. Свириденко. ‒ М.: Машиностроение, 1986. ‒ 359 с. 28. Лоладзе, Т. Н. Прочность и износостойкость режущего инструмента/ М.: Машиностроение, 1982. 320 с. 29. Верещака, А. С. Резание материалов / А. С. Верещака, В. С. Кушнер ‒ М.: Высшая школа, 2009. ‒ 536 с. 30. Гуляев, А. П. Металловедение: Учебник для вузов / А. П. Гуляев. ‒ М.: Металлургия, 1977. ‒ 647 с. 147 31. Лысанов, В. С. Эльбор в машиностроении / В. С. Лысанов, В. А. Букин, Б. А. Глаговский, Г. В. Боровский, Г. М. Иполитов, А. С. Каменкович, З.И. Кремень, С.А. Попов, Н.Е. Филоненко-Бородич. − Под ред. В. С. Лысанова. − Ленинград: Машиностроение, 1978. − 280с. 32. Верещака, А. С. Некоторые методологические принципы создания функциональных покрытий для режущих инструментов / А.С. Верещака, А.А. Верещака // Современные технологии в машиностроении. ‒ Сборник научных работ № 4 ‒ Харьков: НТУ «ХПИ», 2007. ‒ с. 210-231. 33. Пронин, А. И. Особенности применения сверхтвердых материалов и режущей керамики при токарной обработке труднообрабатываемых материалов / А. И. Пронин, Б. Я. Мокрицкий и С. В. Виноградов. ‒ Общероссийский журнал «Ученые записки Комсомольского-на-Амуре государственного технического университета». Комсомольск-на-Амуре: ООО ПКП «Жук», 2010, № II-1(2). ‒с. 88-92. 34. Жедь, В. П. Режущие инструменты, оснащенные сверхтвердыми и керамическими материалами и их применение: Справочник / В. П. Жедь, Г. В. Боровский, Я. А. Музыкант, Г. М. Ипполитов. ‒ М.: Машиностроение, 1987. ‒ 320 с. 35. Лякишев, Н. П. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник: В 3 томах / Под ред. Н.П. Лякишева. ‒ М.: Машиностроение, 1996. 36. Геллер, Ю. А. Инструментальные стали / Ю. А. Геллер. ‒ М.: Металлургия, 1983. ‒ 527 с. 37. Горелик, С. С. Рентгенографический и электронно-оптический анализ / С. С. Горелик, Ю. А. Скаков, Л. Н. Расторгуев. ‒ М.: МИСИС, 1994. ‒ 328 с. 38. Григорович, В. К. Твердость и микротвердость металлов / В. К. Григорович. ‒ М.: Наука, 1976. ‒ 230 с. 39. Быков, Ю. А. Измерение твердости тонких пленок / Ю. А. Быков, С. Д. Карпухин, Ю. В. Панфилов, М. К. Бойченко, В. О. Чепцов и А. В. Осипов // МиТОМ № 10, 2003. ‒ с. 32-35. 148 40. Лившиц, Б. Г. Физические свойства металлов и сплавов / Б. Г. Лившиц, В. С. Крапошин, Я. Л. Линецкий. ‒ М.: Металлургия, 1980. ‒ 320 с. 41. Фридман, Я. Б. Механические свойства металлов. В двух книгах / Я. Б. Фридман. // Книга 2. Механические испытания. Конструкционная прочность ‒ М.: Машиностроение, 1974. ‒ 367 с. 42. Верещака, А. С. Основные аспекты применения и совершенствования режущих инструментов с износостойкими покрытиями. – СТИН. 2000, т. 9, с. 33-40. 43. Fox-Rabinovicha, G. S. Wear behavior of adaptive nano-multilayered TiAlCrN/NbN coatings under dry high performance machining conditions / G. S. Fox-Rabinovicha, K. Yamamotob, A. I. Kovalev, S. C. Veldhuisa, L. Ninga, L. S. Shusterd, A. Elfizya. – Surface and Coatings Technology, 2008- V202. – p. 2015 - 2022. 44. Резников, Н. И. Обработка резанием жаропрочных, высокопрочных и титановых сплавов. / Н.И. Резников, Е.В. Бурмистров, И.Г. Жарков, А.С. Зыкин, Б.А. Кравченко и др. ‒ М.: Машиностроение, 1972. ‒200 с. 45. Клауч, Д. Н. Обрабатываемость резанием тугоплавких сплавов на основе вольфрама / Д. Н. Клауч и М. Е. Кущев. ‒ Труды ЦНИИТМАШ, 1989, т. 214. ‒ с. 9-13. 46. Grigoriev, S. N. Cutting tools made of layered composite ceramics with nano-scale multilayered coatings / S. N. Grigoriev, A. A. Vereschaka, A. S. Vereschaka and A. A. Kutin . – Procedia CIRP, 2012-V-1. – pp. 301-306. 47. Степнов, М. Н. Статистические методы обработки результатов механических испытаний: Справочник / М.Н. Степнов. ‒ М.: Машиностроение, 1985. ‒ 232 с. 48. Длин, А. М. Математическая статистика в технике / А. М. Длин. ‒ М.: Советская наука, 1958. ‒ 466 с. 49. Howard, R. Amer of Mining a Metallurgical / R. Howard, M. Cohen. – 1947-V-172. – р. 413. 149 50. Кузьмичева, Г. М. Основные кристаллохимические категории: Учебное пособие / Г. М. Кузьмичева. ‒ М.: МИТХТ им. М.В. Ломоносова, 2001. ‒ 76с. 51. Золоторевский, В. С. Механические свойства металлов / В. С. Золоторевский. ‒ М.: МИСИС, 1998. ‒ 400 с. 52. Либовиц, Г. Разрушение металлов / Г. Либовиц, М. Л. Бернштейн ‒ Пер. В. А. Займовского, Д. В. Лаптева; Под ред. М. Л. Бернштейна, т. 6. ‒ М.: Металлургия, 1976. ‒ 496 с. 53. Puttick, К. Е. Ductile fracture in metals / К. Е. Puttick. – Philosophical Magazine, 1959-V-4, pp. 964-969. 54. Ван Флек, Л. Теоретическое и прикладное материаловедение / Л. Ван Флек, ‒ М.: Атомиздат, 1975. – 471 с. 55. Дачева, А. В. Повышение режущих свойств инструмента путем выбора рационального сочетания параметров твердых сплавов и наноструктурированных функциональных покрытий: Дис. на соск. уч. степ. канд. техн. наук. ‒ М.: ФГБОУ ВПО МГТУ «СТАНКИН», 2011. – 183с. 56. Kremnev, L. S. Alloying theory and its use for creation of heat-resistant tool steels and alloys / L. S. Kremnev. – METAL SCIENCE AND HEAT TREATMENT, 2008V-50. – pp. 526-534. 57. Adaskin, A. M. Applicability of P6M5 steel / A. M. Adaskin. – Russian Engineering Research, 2010-V-30. – рр. 186-189. 58. Туманов, А.Т. Авиационные материалы. Справочник в 9 томах (6-е изд.), том 3 «Жаропрочные стали и сплавы. Сплавы на основе тугоплавких металлов» / Под общей редакцией А.Т. Туманова. ‒ М.: ОНТИ ВИАМ, 1989. ‒ 568с. 59. Фридляндер, И. Н. Металловедение алюминия и его сплавов: Справочник / А.И. Беляев, О.С. Бочвар, Н.Н. Буйнов и др., Под ред. И. Н. Фридляндер. ‒ М.: Металлургия, 1983. ‒ 352с. 150 60. Самойлов, В. С. Металлообрабатывающий твердосплавный инструмент / В. С. Самойлов, Э. Ф. Эйхманс, В. А. Фальковский, А. Д. Локтев, Ю. П. Шкурин. ‒ М.: Машиностроение, 1988. ‒ 367 с. 61. Кисель, В. М. Нанесение покрытий интерметаллидных Ni-Al соединений методом высокоскоростного воздушно-топливного нанесения / В. М. Кисель, Ю. И. Евдокимов, Г. А. Фролов, С. В. Бучаков // Авиационно-космическая техника и технология – ИПМ им И.Н. Францевича НАН Украины т. 10. ‒ Киев, 2009. ‒ с. 50–54, 62. Сорокин, В. Г. Марочник сталей и сплавов / В. Г. Сорокин, А. В. Волосникова, С. А. Вяткин и др.; Под общ. ред. В. Г. Сорокина. ‒ М.: Машиностроение, 1989. ‒ 640 с. 63. Adaskin, A. M. Fracture of ledeburite and hypereutectoid high-speed steels / A. M. Adaskin, L. S. Kremnev, I. Y. Sapronov. – Metal science and heat treatment, 2011V-53, № 5-6. – рр. 280-284. 64. «Марочник стали и сплавов,» 2003. [В Интернете]. Available: http://www.splav.kharkov.com/mat_start.php. [Дата обращения: 2012]. 65. Дриц, М. Е. Свойства элементов. Справочник / Под ред. М. Е. Дриц. ‒ М.: Металлургия, 1985г. ‒ 672с. 66. Прохоров, А. М. Советский энциклопедический словарь /Ред. А. М. Прохоров ‒ Изд. четвертое, исправленное и дополненное. ‒ М.: Советская энциклопедия, 1990. ‒ 1631 с. 67. Зефиров, Н. С. Химическая энциклопедия. В 5 томах / Под ред. Н. С. Зефирова. т. 5. ‒ М.: Большая Российская энциклопедия, 1999. ‒ 308 с. 68. Кнунянц, И. Л. Химическая энциклопедия / Под ред. И. Л. Кнунянц. ‒ М.: Большая Российская энциклопедия, 1999. ‒ 639 с. 69. Зиновьев, В. Е. Теплофизические свойства металлов при температурах / В. Е. Зиновьев. ‒ М.: Металлургия, 1989. ‒ 384 с. высоких 151 70. Уайэтт, О. Металлы, керамики, полимеры. Введение к изучению структуры и свойств технических материалов / О. Уайэтт и Д. Дью-Хьюз, пер. с англ. Под ред. Б.Я. Любова. − М: Атомиздат, 1979. − 580с. 71. Чопорова, И. Н. Исследование структуры и свойств сплавов системы «WC-Re-Co» / И. Н. Чопорова, В. И. Кудрявцев, З. Н. Сапронова. ‒ Сборник научных трудов. ‒ М.: Металлургия, 1984. ‒ с. 7-9. 72. Верещака, А. С. Повышение эффективности инструмента путем управления составом, структурой и свойствами покрытий / А. С. Верещака, А. А. Верещака. ‒ Упрочняющие технологии и покрытия, 2005, № 9. ‒ с. 9-18. 73. Кремнев, Л. С. Легирование и термическая обработка инструментальных сталей и сплавов / Л. С. Кремнев // «Металловедение и термическая обработка стали и чугуна: Справочник в 3-х томах. ‒ Под ред. М. Л. Бернштейна, А. Г. Рахштадта, т. 2. ‒ М.: Машиностроение, 1983. ‒ с. 298-318. 74. Третьяков, В. И. Основы металловедения и технология производства спеченных твердых сплавов / В. И. Третьяков. ‒ М.: Металлургия, 1976. ‒ 527с. 75. Иютина, И. А. Исследование взаимодействия рения с кобальтом и никелем / И. А. Иютина, В. В. Куприна, Е. М. Соколовская, И. А. Спасов. // Исследование и применение сплавов рения. ‒ М.: Наука, 1975, с. 54-56. 76. Cotrell, А. Н. Structural Processes In Creep / А. Н. Cotrell. – The Iron and Steel Institute, 1961-V-1. – p. 1. 77. Верещака, А. инструментом С. из «Обработка твердого труднообрабатываемых сплава с Re-Co-связкой материалов повышенной теплостойкости и нано-структурированным износостойким покрытием / А. С. Верещака, А. В. Дачева, А. И. Аникеев // Материалы международной научно-технической конференции ААИ Автомобиле - и тракторостроение в России: приоритеты развития и подготовка кадров», посвященной 145-летию МГТУ «МАМИ» ‒ М.: МГТУ МАМИ, № 8, 2010. ‒ с. 39-44. 78. «tehnoinfa.ru,» Copyright ©, 2009. [В Интернете]. Available: http://www.tehnoinfa.ru/korroziya/14.html. [Дата обращения: 14 Февраль 2012]. 152 79. Химушин, Ф. Ф. Материалы в машиностроении. Выбор и применение: Справочник. В 5-ти томах / Ред. Ф. Ф. Химушин, Под общ. ред. И.В. Кудрявцева // т. 3, Специальные стали и сплавы. ‒ М.: Машиностроение, 1968. ‒ 446 с. 80. Туманов, А. Т. Тугоплавкие материалы в машиностроении: Справочник / Под ред. А. Т. Туманова, К. И. Портного. ‒ М.: Машиностроение, 1967. ‒ 392 с. 81. Самсонов, Г. В. Тугоплавкие соединения: Справочник / Г. В. Самсонов, И. М. Виницкий. ‒ М.: Металлургия, 1976. ‒ 559 с. 82. Фридман, Я. Б. Механические свойства металлов / Я. Б. Фридман // Механические испытания, часть 2. ‒ М.: Машиностроение, 1974. ‒ 472 с. 83. Гуревич, Я. Л. Режимы резания труднообрабатываемых материалов: Справочник / Я. Л. Гуревич, М. В. Горохов, В. И. Захаров, О. А. Земина, Ю. Я. Пленина, А. Н. Прохоров. ‒ М.: Машиностроение, 1986. ‒ 240 с. 153 ПРИЛОЖЕНИЕ А Решение о выдаче патента на изобретение № 2013103889/02(005624) 154 ПРИЛОЖЕНИЕ А (Продолжение) 155 ПРИЛОЖЕНИЕ А (Продолжение) 156 ПРИЛОЖЕНИЕ Б Акт о внесении изменений термической обработки прутков на ОАО «Композит» 157 ПРИЛОЖЕНИЕ В Извещение об изменении ТУ 185-540-56897835-2012 158 ПРИЛОЖЕНИЕ В (Продолжение) 159 ПРИЛОЖЕНИЕ В (Продолжение) 160 ПРИЛОЖЕНИЕ В (Продолжение) 161 ПРИЛОЖЕНИЕ Г Решение о выдаче патента на изобретение № 2012153429/02(084993) 162 ПРИЛОЖЕНИЕ Г (Продолжение) 163 ПРИЛОЖЕНИЕ Г (Продолжение) 164 ПРИЛОЖЕНИЕ Д Акт об изготовлении и определении структуры и свойств сплава ВР7К6 165 ПРИЛОЖЕНИЕ Е Акт о проведении испытаний по оценке работоспособности инструмента из сплава ВР7К6
