|
твердого раствора с мелкодисперсными включениями второй фазы (рис. 1.11 а, б). Различие их состоит только в большей глубине слоя, полученного при более высокой температуре. Рентгеноструктурный анализ показывает, что на поверхности стали Р6М5, цианированной при температуре 550°С, обнаруживаются карбонитриды типа Мб(СЫ) и M(CN), которые составляют основу карбидной структуры диффузионного слоя. Кроме того, имеются следы кубического карбонитрида М2з(СЫ)6, чистых нитридов хрома (Cr2N) и ванадия (VN). В стали, цианированной при температуре 560°С, присутствуют те же фазы, что и в первом случае, за исключением чистых нитридов хрома и ванадия. Твердый раствор в обоих случаях представлен a-фазой (азотистым ферритом). В стали, цианированной при температуре 580°С, на поверхности диффузионного слоя появляется светлая зона, соответствующая гексагональному г карбонитриду M2^(CN). Под этой зоной (коркой) располагается слой, фазовый состав которого идентичен слою, полученному при более низкой температуре 560°С (рис. 1.11 б). Следует отметить, что на дифрактограммах, снятых с образцов, планированных при температуре 570°С, появляются слабые пики, соответствующие у фазе (азотистому аустениту). Это свидетельствует об активизации поступления в сталь углерода из цианнрующей ванны. При температуре 580°С и выше на поверхности диффузионного слоя начинает формироваться сплошная зона карбонитридов с е решеткой. Для упрочнения режущего инструмента это явление нежелательно, так как корка карбонитридов (рис. 1.11 в) обладает высокой твердостью «15000 МПа и хрупкостью, что понижает стойкость РИ. На рис. 1.12 представлены зависимости глубины цианированного слоя на стали Р6М5 от температуры нагрева в соляной ванне и времени выдержки. В таблице 1.12 представлены результаты испытаний стали Р6М5 до и после цианирования. Цианирование быстрорежущей стали обеспечило значительное повышение микротвердости до (14000... 14500) МПа на поверхности, которая плавно переходит в твердость сердцевины до 8000 МПа. 50 |
соды (едкого натрия) NaOH 20. Температура полного расплавления смеси названных солей 540...560°С, рабочие температуры ванны составляют 550°С ...560°С. 141 После выдержки в течение 1,5 часов на поверхности цианированных образцов образовались глубокие диффузионные слои 0,05...0,12 мм, микроструктура которых представлена на рисунке 4.8. а) б) в) Рис. 4.8. Микроструктуры цианированных слоев стали Р6М5, полученных с использованием твердой обмазки, нагревом в соляных ваннах и длительностью цианирования во всех случаях 1,5 ч при температурах: а 550; б-560; в 570°С (хЗОО) Температура и длительность насыщения быстрорежущей стали в ванне оказывают существенное влияние на структуру и фазовый состав цианированных слоев (рис. 4.8). Диффузионные слои, полученные при температуре 540...550°С, представляют сильнотравящуюся полосу азотистого твердого раствора с мелкодисперсными включениями второй фазы (рис. 4.8 а, б). Различие их состоит только в большей глубине слоя, полученного при более высокой температуре. Рентгеноструктурный анализ показывает, что на поверхности стали Р6М5, цианированной при температуре 550°С, обнаруживаются карбонитриды типа M6(CN) и M(CN), которые составляют основу карбидной структуры диффузионного слоя. Кроме того, имеются следы кубического карбонитрида М2з(СЫ)6, чистых нитридов хрома (Cr2N) и ванадия (VN). В стали, цианированной при температуре 560°С, присутствуют те же фазы, что и в первом случае, за исключением чистых нитридов хрома и ванадия. Твердый раствор в обоих случаях представлен a-фазой (азотистым ферритом). В стали, цианированной при температуре 580°С, на поверхности диффузионного слоя появляется светлая зона, соответствующая гексагональному г карбонитриду M2,s(CN). Под этой зоной (коркой) располагается слой, фазовый состав которого идентичен слою, полученному при более низкой температуре 560°С (рис. 4.8 б). Следует отметить, что на дифрактограммах, снятых с образцов, цианированных при температуре 570°С, появляются слабые пики, соответствующие у фазе (азотистому аустениту). Это свидетельствует об активизации поступления в сталь углерода из цианирующей ванны. При температуре 580°С и выше на поверхности диффузионного слоя начинает формироваться сплошная зона карбонитридов серешеткой. Для упрочнения режущего инструмента это явление нежелательно, так как корка карбонитридов (рис. 4.8 в) обладает высокой твердостью ~15000 МПа и хрупкостью, что понижает стойкость РИ. На рис. 4.9 представлены зависимости глубины цианированного слоя на стали Р6М5 от температуры нагрева в соляной ванне и времени выдержки. В таблице 4.4 представлены результаты испытаний стали Р6М5 до и после цианирования. Цианирование быстрорежущей стали обеспечило значительное повышение микротвердости до 14000... 14500 МПа на поверхности, которая плавно переходит в твердость сердцевины до 8000 МПа. Износостойкость цианированной стали Р6М5 определяется в основном температурой нагрева соляной ванны (табл. 4.4). 142 относительных единиц от размера сечения упрочненного слоя. Цианирование быстрорежущей стали обеспечило значительное повышение микротвердости до 14000... 14500 МПа на поверхности, которая плавно переходит в твердость сердцевины до 8000 МПа, и износостойкости почти в 2 раза, по сравнению со сталью Р6М5 после стандартной термической обработки при удовлетворительной ударной вязкости. 7. Установлено, что нанесение магнетронного TiN покрытия шероховатостью 4...5 нм при помощи несбалансированного магнетрона постоянного тока способствует повышению периода эксплуатационной стойкости инструмента из стали Р6М5 в 1,4... 1,6 раза в условиях непрерывного резания, до 2...3 раз при сверлении стали 40...45, а также прерывистого резания нержавеющей стали но сравнению с инструментом без покрытия TiN. Отмечено снижение схватываемости и уменьшение длины участка контакта поверхности инструмента со стружкой, что позволяет предположить уменьшение сил резания и температуры на поверхности инструмента в зоне контакта с обрабатываемым материалом, связанное с уменьшением шероховатости внешнего слоя и улучшением контактных свойств, достигаемых уменьшением давления газов до 0,5 Па. Сглаживание и увеличение твердости покрытий при шероховатости 16, 7 и 4 нм обусловлено изменением потенциала смещения от 0...-80 В. При оптимизированных экспериментальных условиях на рентгенограммах отмечен высокий пик интенсивности в 20=36,38°, ответственный за кубическое TiN (111), и отражен пик с низкой интенсивностью в 20=42,51° за кубическое TiN (200), другие пики были отражены слабо, что указывает на поликристаллическую природу покрытия при среднем размере кристалла 6...8 нм. 156 |