ШТАМПОВЫЙ СПЛАВ

Изобретение относится к металлургии, в частности к инструментальным материалам высокой теплостойкости, используемым для изготовления литых и кованых штампов горячего деформирования.

Известен сплав для изготовления литых и кованых штампов горячего деформирования (патент РФ №2235797, C22C 19/05, опубл. 10.09.2004), содержащий компоненты в следующем соотношении, мас.%:

Структура известного штампового сплава представлена аустенитом с мелкими равномерно распределенными интерметаллидными частицами.

К недостаткам известного сплава следует отнести низкую твердость при повышенных температурах до 800°C.

Известен сплав для наплавки деталей, работающих в условиях абразивного, гидроабразивного, ударно-абразивного износа (авторское свидетельство СССР №526471, B23K 35/30, C22C 38/32, опубл. БИ №32, 1976 г.), содержащий компоненты в следующем соотношении, вес.%:

Сплав известного состава имеет структуру нестабильного аустенита с мартенситом и боридной эвтектикой. Под воздействием ударных нагрузок, вследствие фазового превращения аустенита в мартенсит, твердость значительно увеличивается, что в комплексе с наличием в структуре боридов и карбоборидов повышает износостойкость сплава.

Недостатком сплава является его низкая исходная твердость, поскольку при контактно-ударном нагружении сплав из-за невысокого темпа упрочнения не успевает «самоупрочниться», что не обеспечивает высокую износостойкость в начальный период работы штампа, особенно при высоких температурах, и обуславливает смятие его гравюры.

Наиболее близким по химическому составу является мартенситно-стареющий сплав для молотовых штампов (авторское свидетельство СССР №323225, B23K 35/30, C22C 39/20, опубл. БИ №1, 1972 г.), содержащий компоненты в следующем соотношении, %:

Структура сплава представляет собой безуглеродистый мартенсит, упрочненный интерметаллидными фазами типа Ni₃Ti, Ni₃Al и Fe₂Mo. К недостаткам сплава следует отнести низкую твердость (46-48 HRC) после окончательной термической обработки (старения) и значительное разупрочнение сплава при температуре уже свыше 600°C, вызванное явлением возврата (т.е. растворением интерметаллидных фаз при повышении рабочей температуры выше температуры старения, составляющей для данного сплава 450÷500°C).

Технической задачей предлагаемого изобретения является создание штампового сплава, достигающего максимального упрочнения при температурах до 500-550°C, но обладающего высокой теплостойкостью и износостойкостью в условиях температурно-силового воздействия при температурах до 800°C за счет замедления диффузии легирующих элементов труднорастворимыми мелкодисперсными фазами.

Технический результат достигается за счет того, что сплав, содержащий углерод, никель, молибден, хром, алюминий и железо, дополнительно содержит ванадий, кремний и бор в следующем соотношении элементов, мас.%:

Углерод в пределах 0,10-0,15% обеспечивает оптимальное сочетание твердости, износостойкости, разгаростойкости и ударной вязкости, а также ряда технологических свойств сплава. При концентрации в сплаве углерода ниже 0,1% не обеспечивается требуемая твердость после термической обработки вследствие низкого эффекта дисперсионного твердения. При превышении 0,15% С в сплаве происходит уменьшение количества упрочняющих фаз типа Ni₃Al и Ni₃Ti, что снижает твердость сплава при старении, а также ухудшаются механические свойства и прежде всего пластичность и ударная вязкость.

Введение в состав сплава никеля в количестве 11-13% снижает температуру точки прямого мартенситного превращения, поскольку при содержании его в металле свыше 9% создаются условия для получения чисто мартенситной структуры при любых скоростях охлаждения. Благодаря наличию никеля в металле образуется мартенситная матрица с высокой плотностью дислокаций, способных двигаться, что создает условия для протекания пластической деформации и тем самым придает мартенситу достаточную пластичность и ударную вязкость. Никель может как непосредственно участвовать в образовании упрочняющих фаз с алюминием и титаном, так и усиливать эффект старения за счет уменьшения предела растворимости молибдена в твердом растворе α-железа.

Ведение в состав сплава молибдена в количестве 4-8% является оптимальным, так как повышает температуру рекристаллизации α-твердых растворов и замедляет их разупрочнение. Молибден повышает теплостойкость и прочность сплава, а также коррозионную стойкость. Наличие молибдена способствует дисперсионному твердению при нагревах до 550÷700°C в процессе эксплуатации штампового инструмента. При этом образуются упрочняющие фазы Fe₂Mo и Ni₃Mo, которые преимущественно выделяются на дислокациях в теле зерна, не снижая пластических свойств сплава после старения. При содержании молибдена ниже 4% происходит понижение температуры старения, что в свою очередь снижает теплостойкость сплава. Содержание молибдена более 8% не целесообразно, так как не оказывает влияния на повышение твердости и прочности сплава.

Введение в состав штампового сплава хрома в количестве 2-4% является оптимальным, так как при таком содержании хрома достигается сопротивление сплава окислению при высоких температурах и обеспечивается его способность к дисперсионному твердению. При содержании хрома менее 2% количество образующихся карбидов хрома не обеспечивают эффективность процесса дисперсионного твердения. Наличие в сплаве хрома свыше 4% приводит, за счет образования карбидной неоднородности, к снижению вязкости металла в процессе его эксплуатации.

Введение в состав сплава титана и алюминия позволяет упрочнить его в процессе отпуска интерметаллидными фазами типа Ni₃Ti и Ni₃Al. Кроме того, титан и алюминий повышают теплостойкость стареющего металла при высоких температурах.

Введение ванадия в состав сплава в количестве 2-3% является оптимальным, так как он повышает температуру обратного α→γ перехода и влияет на процессы собирательной рекристаллизации, существенно уменьшая чувствительность сплава к перегреву. Образуя один из самых твердых карбидов, что улучшает распределение частиц избыточной фазы, обеспечивает повышение износостойкости и в тоже время способствует увеличению ударной вязкости и прочности штампового сплава.

Присутствие кремния в сплавах, легированных молибденом, титаном и алюминием, увеличивает степень упрочнения металла при старении. Кремний существенно снижает предел растворимости молибдена в твердом растворе α-железа, увеличивая количество и дисперсность выделяющейся упрочняющей фазы при старении. Введение 1% кремния равносильно дополнительному введению 2-3% молибдена. Наличие кремния в сплаве до 1,5% не приводит к снижению его пластических свойств. Содержание кремния менее 0,8% не обеспечивает удовлетворительного раскисления сплава, вследствие чего отливка может быть поражена газовыми порами. Содержание кремния выше 1,5% увеличивает опасность образования неметаллических включений, присутствие которых в высокопрочных сплавах вызывает снижение усталостной прочности и приводит к охрупчиванию материала.

Ведение 0,3-0,8% бора является оптимальным, так как ведет к выделению в структуре сплава боридной эвтектики, которая, располагаясь в виде каркаса между кристаллами мартенсита, воспринимает часть нагрузки от удельных давлений и контактного взаимодействия и рассредоточивает ее на большую площадь поверхности, что увеличивает стойкость металла против задирания, работающего в условиях истирания. Кроме того, боридная эвтектика препятствует «зернограничной ползучести», повышает стойкость против образования горячих трещин. При этом, ванадий, молибден и титан под воздействием высоких (до 800°C) температур образуют мелкодисперсные труднорастворимые высокопрочные бориды, карбиды и карбобориды, способствующие увеличению износостойкости сплава при повышенных температурах, повышая его вязкость и разгаростойкость. При содержание бора менее 0,3% не обеспечивается требуемая твердость и износостойкость сплава из-за малого количества упрочняющих фаз. При содержании бора более 0,8% происходят снижение пластических свойств штампового сплава и, как следствие, - затруднения при ковке.

Обычные примеси в сплавах - это, как правило, сера, фосфор, марганец и медь. Суммарное содержание серы и фосфора при выплавке обычно понижают до уровня меньше 0,035%, содержание марганца не более 0,4%.

Пример конкретного выполнения. Сплавы выплавлялись в открытой индукционной печи. Были выплавлены три состава предлагаемого сплава на нижнем, среднем и верхнем пределах содержания компонентов, а также два состава сплава при содержании элементов ниже нижнего и выше верхнего пределов. Для сравнительной оценки был получен сплав известного состава (прототип) на среднем пределе содержания компонентов. Химический состав плавок контролировали с помощью оптического эмиссионного спектрометра ARL 3460 Quantris (таблица 1).

Изучение свойств производили на образцах, вырезанных из полученных заготовок в литом состоянии и после старения (500°C - 2 час). Твердость по Роквеллу измеряли на приборе Wolpert Group Model 600MRD (за величину твердости бралось среднее значение твердости - 5 замеров); твердость по Виккерсу измеряли на приборе Wolpert Group 402MVD при нагрузка Р=100 г. Испытания на износостойкость проводили на образцах из литого металла после старения (500°C - 2 час) по известной методике (Ламзин А.Г. Метод испытания материалов, работающих при трении в условиях циклических теплосмен. - Сб. «Трение и изнашивание при высоких температурах». - М.: Наука, 1973. - 15-16 с.). Результаты испытаний выражались в виде коэффициента относительной износостойкости 8, численно равного отношению глубины выработанной канавки в миллиметрах у эталона (сталь 3Х2В8 после закалки 1100°C и отпуска при 550°C) к глубине канавки испытуемого металла за одинаковое время. Испытания на термостойкость проводили на образцах из литого металла после старения (500°C - 2 час) по известной методике (Пряхин А.В., Бобров Е.И., Толстых Л.Г., Гусев В.П. Исследование наплавленного металла на термическую усталость. Сборник №208 «Сварочное производство. Труды вузов уральской зоны». - Свердловск: Издание УПИ, 1973. - 85-88 с.). Нагрев образцов осуществляли до температуры 725°C, а охлаждение до температуры 50°C (±10°C). За критерий оценки термостойкости принималось число теплосмен до появления первой видимой трещины, при этом определяли число циклов до трещинообразования по среднему значению для трех образцов одного состава. Результаты дюрометрических исследований, испытаний на износостойкость и термостойкость сведены в таблицу 2.

Результаты испытаний на теплостойкость, за критерий которой принимали отношение твердости металла после отпуска при температурах 600, 700 и 825°C к твердости после оптимального упрочнения (500°C - 2 час), приведены в таблице 3.

Таблица 3 Сплав Степень разупрочнения Предлагаемый 1 0,89 0,83 0,71 2 0,90 0,83 0,73 3 0,92 0,84 0,75 4 0,95 0,91 0,81 5 0,95 0,90 0,84 Прототип 6 0,90 0,75 0,63

Как видно из таблиц 2 и 3, наилучшими свойствами обладает сплав состава 4. Данный сплав в исходном состоянии обладает твердостью 38 HRC, что позволяет удовлетворительно обрабатывать его режущим инструментом, не проводя операцию отжига. После термообработки сплав предлагаемого состава превосходит сплав-прототип по твердости после старения в 1,15 раза, по износостойкости в 2,5 раза, термостойкости в 1,7 раза и теплостойкости 1,3 раза.

Также износостойкость сплавов изучали на машине трения ИИ 5018 при сухом трении по схеме «диск - колодка» (материал диска - сталь У7, твердость 63 HRC; нагрузка на образец 600 Н, скорость вращения диска 0,28 м/с, температура контактируемых поверхностей 550…600°C). Весовой износ образцов регистрировался после каждых 6 мин испытаний (100 м) на общем пути трения 400-420 м. Измерение величины износа образцов осуществлялось весовым методом с использованием аналитических весов A&D HR-200. Погрешность измерения массы образца составляла 0,5 мг.

Как показали эксперименты, металл состава 4 в исходном состоянии превосходит по износостойкости прототип в 11,5 раз и сталь 3Х2В8 в 4,6 раза, а после термообработки в 115 раз и 146 раз соответственно (фиг.1).

Как показали металлографические исследования, проводимые с использованием оптического микроскопа Olympus GX-41 и просвечивающего электронного микроскопа ЭМВ-100Л, высокие эксплуатационные свойства сплава заявленного состава можно объяснить тем, что он представляет собой композиционную структуру, состоящую из железоникелевого мартенсита, упрочненного мелкодисперсными карбоборидными и интерметаллидными фазами (Me₂₃(C,B)₆, Ме₇(С,В)₃, Ni₃Ti, Ni₃Al и Fe₂Mo) и боридной эвтектики Ме₂В, располагающеюся в виде «скелета» (фиг.2).

Заявленный состав сплава обладает высокой прочностью, термостойкостью и износостойкостью, что позволяет значительно повысить стойкость прессового инструмента горячего деформирования в условиях длительного температурно-силового воздействия.

Фиг.1. Износостойкость сплавов:

0 - после литья; 1 - после старения (при 500°C - 2 ч)

2 - после отпуска (закалка 1100°C + выдержка при 550°C - 1 ч)

Фиг.2. Структура сплава заявленного состава:

а) микроструктура; б) тонкая структура