ПОВЫШЕНИЕ СТОЙКОСТИ ШТАМПОВ ХОЛОДНОЙ ШТАМПОВКИ МЕТОДОМ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ

АННОТАЦИЯ

На основании исследований характера износа инструмента для холодной штамповки установлена целесообразность применения термической обработки закалкой с промежуточным отпуском. Данная обработка повышает стойкость штампового инструмента в 2–3 раза.

ABSTRACT

Based on the study of the nature of tool wear for cold stamping, the expediency of using heat treatment by quenching with intermediate tempering has been established. This treatment increases the durability of the stamping tool by 2–3 times.

Ключевые слова: термическая обработка, твердость, плотность дислокаций, промежуточный отпуск, низколегированная сталь.

Keywords: heat treatment, hardness, dislocation density, intermediate tempering, low alloy steel.

При холодной штамповке рабочий инструмент (штамп) испытывает очень высокие контактные напряжения (3÷5 кПа) [1], поэтому материалы, из которых изготовляют штампы, должны обладать определенными физическими свойствами, характеризуемые комплексам таких показателей, как твердость, вязкость, предел прочности [1].

Только высокая твердость материала не обеспечивает требуемый ресурс инструмента, так как материал, например, с низкой вязкостью склонен к хрупкому разрушению. Эффективная работа инструмента обеспечивается сочетанием высокой твердости, достаточной вязкостью и прочностью.

Низкий отпуск стали (150÷200 ºС) после закалки на мартенсит приводит к небольшому снижению твердости (до HRC = 60) материала, но при этом повышает его вязкость.

Для вырубных штампов используют углеродистые стали с небольшой прокаливаемостью, имеющие невысокую твердость (HRC = 58÷60), но достаточную для данных операций вязкость.

Анализ штампового инструмента на предприятии АО «Узметкомбинат» показал, что для изготовления инструмента для холодной штамповки широко используют стали У8, У8А, У10, У10А, 9ХС и Х12М, в некоторых случаях применяют вставки из твердого сплава. Данный инструмент применяют на операциях пробивки, вырубки, отрезки и холодной высадки. Анализ отработавшего инструмента показал, что его ресурс в основном определяет процесс изнашивания. Однако имеет место и хрупкое разрушение, обусловленное не только неточной центровкой, а и недостаточной вязкостью материала.

Штамповый инструмент изготовляют из углеродистой стали, которую закаляют, нагревая на 30÷50 ^оС выше критической температуры Ас₁, с отпуском при температурах T_о = 180÷200 ºС, что повышает износостойкость и прочность инструмента [2]. Однако иногда этого недостаточно [3], поэтому применяют различных способы дополнительного упрочнения: химико-термическую обработку, лазерную [4], что сопряжено со значительными затратами.

Наиболее эффективный метод упрочнения основан на использовании нестандартных режимов термической обработки [5, 6], повышающие предел текучести стали в результате эффекта структурного наследования, при котором в материале создается максимальная дефектность кристаллической решетки [6−8].

Исследования зависимостей между параметрами структуры стали и ее износостойкостью показали, что эксплуатационные свойства стали во многом определяются тонкой структурой материала [9]. Поэтому при оптимизации термической обработки использовали рентгеноструктурный и металлографический анализы.  Для этих целей исследовали эвтектоидную углеродистую сталь У8 (ГОСТ 8559–75) промышленной выплавки, которая широко используется при производстве инструмента для холодной штамповки.

Чтобы сохранить мелкое зерно в структуре при окончательной термической обработке и исключить отпуск, сталь нагревали в соляных ваннах, а закалку осуществляли в селитровой ванне при температуре 180 ºС.

Образцы нагревали до разных температур T_з1 = 820; 900; 1000; 1100; 1150; 1200; 1260 °С; время нагревания составляло 5 мин. Для образования мартенситной структуры после первой закалки образцы охлаждали в воде, а затем в масле.

Закаленные образцы подвергали промежуточному отпуску при температурах T_п.от = 200; 300; 350; 450 ºС. Образцы нагревали в соляной ванне до температуры 820 ºС и выдерживали в течение 5 мин. При охлаждении образцов по границам зерна аустенита выделялась сетка троостита.

Из полученных образцов изготовляли шлифы травлением: в 4 %-ом растворе азотной кислоты в этиловом спирте, насыщенным раствором никрановой кислоты в этиловом спирте, насыщенным раствором никрановой кислоты с добавками моющих веществ.  Величину зерна аустенита определяли по ГОСТ 5639−65.

Металлографический анализ выполняли на микроскопе МИМ-8М [10], а рентгеноструктурный анализ − на дифрактометре ДРОН-2.0 [11]. Исследовали тонкую структуру стали, т. е. плотность дислокаций, количество остаточного аустенита, период кристаллической решетки, количество углерода в фазах закаленной стали. Прокаливаемость стали определяли по ГОСТ 5657−69 на установке торцевой закалки [12].

На рис. 1 представлены зависимости изменения среднего диаметра d_ср зерна аустенита в стали У8 после термической обработки от температуры T_з1 предварительной закалки. Установлено, что величина зерна аустенита в образцах, прошедших обработку, на 1−2 балла мельче по сравнению с зернами в металле после печного нагревания.

Рисунок 1. Зависимости изменения среднего диаметра d_ср аустенитного зерна в стали У8 после термической обработки от температуры T предварительной закалки без отпуска (1) и при T_п.от =  200 (2); 300 (3); 350 (4); 450 ºС (5)

Кроме того, первая закалка после нагревания образца до 1100 ºС обеспечивает дополнительное уменьшение зерна на 1−2 балла. Оптимальные температуры промежуточного отпуска T_п.от = 200; 350 и 450 °С, они обеспечивают стабильность зерна аустенита при температурах первой закалки T_з1 = 1100÷1150 °С. Первая закалка и высокие температуры способствуют росту зерна аустенита и игл мартенсита (до 1 балла при T_з1 = 1260 ºС).

Вторая закалка при T_з2 = 820 ºС после промежуточного отпуска при T_п.от  = 450 ºС обеспечивает получение мелкоигольчатого мартенсита. Причем наиболее мелкий мартенсит получают при T_з1 = 1100 ºС. При этом нерастворившихся частиц цемента не обнаружено, что указывает на полный переход углерода в твердый раствор.

Таким образом, для получения минимального размера зерна аустенита предпочтительным является предварительная закалка при T_з1 = 1100 ºС и промежуточный отпуск при T_п.от = 200; 350 и 450 ºС.

Результаты рентгеновских исследований приведены на рис. 2. Установлено  увеличение плотности дислокации при предварительной закалке с температур 1100÷1200 ºС. Наиболее устойчивые результаты в этом интервале температур показали образцы, прошедшие после первой закалки промежуточный отпуск при T_п.от = 450 ºС. Оптимальная температура нагревания при предварительной закалке  T_з1 = 1100÷1150 ºС, так как она обеспечивает растворение тугоплавких примесей: нитридов, оксидов, оксисульфидов. Химическая однородность в аустените приводит при закалке к дроблению блоков и повышению микронапряжений. Дальнейшее повышение температуры сопровождается гомогенизацией аустенита, а при закалке плотность дефектов кристаллической решетки фазы уменьшается.

Рисунок 2. Зависимости изменение плотности ρ дислокаций в стали У8 от температуры T предварительной закалки и отпуска при T_о = 200 ºС,  без отпуска (1) и при T_п.от=200 (2); 300 (3); 350 (4); 450 ºС (5)

Растворение примесных фаз при высокой температуре обеспечивает их фиксацию в твердом растворе после закалки. При этом атомы примесей переходят на дислокации и закрепляют их.

Таким образом, в отличие от представленных в работе [13] данных было установлено, что максимальная дефектность кристаллического строения (при принятой технологии термической обработки) приходится на те же температуры, при которых она наблюдалась при первой закалке. Смещения максимума дефектности кристаллического строения в зону более высоких температур не наблюдается. Следовательно, с позиций максимального повышения сопротивления стали пластическому деформированию при трении оптимальными температурами предварительной закалки являются T_з1 = 1100÷1150 ºС, а для промежуточного отпуска T_п.от =  200 и 450 ºС.

Поскольку полумартенситная зона в присутствии остаточного аустенита при большой дисперсности структуры не является пределом прокаливаемости инструментальных сталей, прокаливаемость определяли по толщине закаленного слоя с мартенситной структурой, т. е. по толщине слоя с твердостью HRC = 60. Предварительная закалка образцов независимо от температуры первого нагревания не вносит существенных изменений в прокаливаемость стали У8 при повторной закалке. Результаты показали, что прокаливаемость по мартенситной зоне составляет ≈ 3 мм, что соответствует реальному критическому диаметру (10 мм) при охлаждении в воде.

Исследования [6, 9, 13] показали, что есть прямая связь между износостойкостью и состоянием тонкой структуры.

Учитывая, что плотность дислокации мало изменяется при T_з1 = 1100÷1150 ºС, было решено рекомендовать для термической обработки именно этот интервал температур.

Промежуточный отпуск при T_п.от  =  450 ºС наиболее предпочтителен, так как обеспечивает не только стабилизацию дислокационной структуры, но в большей степени снижает внутренние напряжения после первой закалки.

Для оценки влияния закалки с промежуточным отпуском на деформацию инструмента в производственных условиях инструмент измеряли до и после термической обработки.

Были изготовлены матрицы просечного инструмента ШМС−12709 (АО «Узметкомбинат») для отверстия с диаметром 6 мм. Допуск на диаметр определяли по последней операции – развертке отверстия. Пуансоны просечного инструмента ШМС−12709 изготовили с припуском по диаметру под окончательную шлифовку.

После термообработки изменение диаметра пуансона не превышало 0,02 мм, изменение диаметра матрицы составило не более 0,08 мм, что не превышает допустимые границы деформации при одинарной термической обработке (нагревание на 30÷50 ^оС выше критической температуры Ас₁, с отпуском при температуре T_о = 180÷200 ºС).

Стойкость обработанных в стандартном режиме штампов составляла 6÷10 тыс. штамповок. Стойкости просечного инструмента, обработанного закалкой с премежеточным отпуском, составили: 27÷34 тыс. штамповок для матрицы с твердостью HRC = 60÷62, 16÷30 тыс. штамповок для матрицы с HRC = 58÷60.

Таким образом, стойкость инструмента из инструментальных сталей, обработанных закалкой с промежуточным отпуском, в 2–3 раза выше стойкости сталей, прошедших стандартную термообработку.

Список литературы:

1. Околович Г. А. Штамповые стали для холодного деформирования металлов: Монография. Барнаул: АлтГТУ, 2010. 202 с.
2. Брыков М. Н., Ефременко В. Г., Ефременко А. В. Износостойкость сталей и чугунов при абразивном изнашивании. Херсон: Гринь Д. С., 2014. 364 с.
3. Гольдштейн М. И., Грачев С. В. Векелер Ю. Г. Специальное стали. М.: МИСиС, 1999. 408 с.
4. Mukhamedov A. A. The Influence of the Thermal History on the structure and Properties of Steel // The physics of Metals and Metallography. 1992. Vol. 74.  N. 5. P. 482–487.
5. Структурная наследственность в низкоуглеродистых мартенситных сталях / С. С. Югай, Л. М. Клейнер, А. А. Шоцев, И. Н. Митрохович // Металловедение и термическая обработка металлов. 2004. № 12. С. 24−29.
6. Бердиев Д. М., Юсупов А. А.  Toшматов Р. K. Увеличение стойкости штампов холодной штамповки методом закалки с промежуточным отпуском // Вестник машиностроения. 2022. №. 7. С. 61–64.
7. Structural heredity in low-carbon martensitic steels / S. S. Yugai, L. M. Kleiner, A. A. Shatsov, N. N. Mitrokhovich // Metall Sciens and teat treatment. 2004. Vol. 46. N. 11,12. P. 539−542.
8. Dyuchenko S. S. Heredity in phase transformation: mechanism of the phenomenon and effect on the properties // Metall Science and heat treatment. 2000. Vol. 42. N. 3−4. P. 122−126.
9. Бердиев Д. М., Юсупов А. А. Нестандартные режимы термической обработки и их влияние на износостойкость стальных изделий // Вестник машиностроения. 2021. № 5. С. 61–63.
10. Батаев В. А., Батаев А. А., Алхимов А. П. Методы структурного анализа материалов и контроля качества деталей.  М.: Наука, 2007. 224 с.
11. Горелик С. С., Скаков Ю. А., Расторгуев Л. Н. Рентгенографический и электронно-оптический анализ.  М.: МИСиС, 1994. 328 с.
12. Золоторевский В. С. Механические свойства металлов. М.: МИСиС, 1998. 400 с.
13. Бердиев Д. М., Юсупов А. А. Повышение износостойкости стальных изделий методом нестандартных режимов термической обработки // Литье и металлургия. 2021. № 2. С. 100–104.
14. Бердиев Д. М., Умарова М. А., Юсупов А. А. Установление влияния параметров структуры сталей на их абразивную износостойкость // Вестник машиностроения. 2021. № 9. С. 50–54.