автореферат диссертации по обработке конструкционных материалов в машиностроении, 05.03.01, диссертация на тему:Повышение стойкости твердосплавного режущего инструмента на основе анализа субструктуры поверхности контакта

РГБ ОА 2 2 ДПР 1996

На правах рукописи

Никоноров Алексей Владимирович

ПОВЫШЕНИЕ СТОЙКОСТИ ТВЕРДОСПЛАВНОГО РЕЖУЩЕГО ИНСТРУМЕНТА НА ОСНОВЕ АНАЛИЗА СУБСТРУКТУРЫ ПОВЕРХНОСТИ КОНТАКТА

Специальность 05.03.01 - Процессы механической и физико-технической обработки, станки и инструмент

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

АВТОРЕФЕРАТ

Иваново 1996

Работа выполнена в Ивановском Государственном энергетическом университете.

Научный руководитель доктор технических наук, : профессор Беккер М.С.

Официальные оппоненты :

доктор технических наук, профессор Кретинин О.В.,

кандидат технических наук, доцент Семенов В.В.

Ведущее предприятие Ивановский научно-исследовательский : экспериментально-конструкторский

машиностроительный институт.

Защита состоится " 1996 года в час.,

на заседании диссертационного Совета К 063.84.04 в Ивановском Государственном университете.

Адрес: 153325, г.Иваново, ул.Ермака, 39, учебный корпус , ауд.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИвГУ. Автореферат разослан " ^ " 1996 года.

Ученый секретарь __

диссертационного Совета А.Г.Наумов

Общая характеристика работы

Актуальность темы.

Применение станков с числовым программным управлением, обрабатывающих центров и другого оборудования с высокой ценой времени эксплуатации, требует от инструмента надежности и износостойкости в условиях широкого диапазона скоростей и режимов резания.

Известно, что около 70% от общего объема обработки .резанием осуществляется с помощью твердосплавного инструмента. Рост цены и дефицитности исходных материалов диктует необходимость повышения стойкости режущего инструмента.

Изнашивание инструмента характеризуется изменениями микро- и субмикроструктуры исходного инструментального материала. Анализ этих изменений, их влияния на характер изнашивания и стойкость, позволит более полно описать физическую природу процесса изнашивания и разработать общие подходы к проектированию методов предварительного упрочнения. Таким образом, проблемы, которым посвящена работа, являются актуальными.

Цели работы.

1. Установление связи изменений субструктуры компонент инструментального материала с характером изнашивания и стойкостью режущего инструмента.

2. Разработка методов повышения стойкости твердосплавного инструмента на основе направленного влияния на процесс формирования субструктуры.

Методы исследования.

Работа выполнена с использованием оптической, растровой (РЭМ) и электронной микроскопии (ПЭМ), рент-геноструктурного и электронографического анализов, ожэ- и рентгенофлуоресцентной спектроскопии.

При проведении количественного рентгеноструктур-ного и электронографического анализов использовались новые методики подготовки и препарирования образцов.

При обработке данных применялся стереологический анализ фотоизображений.

Разработанные методы и режимы предварительного упрочнения проверялись в лабораторных и производственных условиях.

Научна» ношпна.

1. Определен механизм изнашивания твердосплавного режущего инструмента, учитывающий изменения субструктуры кобальтовой фазы, приводящие к хрупкому разрушению объема кобальтовой связки, на скоростях резания, соответствующих восходящей ветви зависимости "Т-У".

2. Определен механизм изнашивания твердосплавного режущего инструмента, учитывающий формирование фраг-ментированной субструктуры в связке инструментального материала, затрудняющей хрупкое разрушение кобальтовой фазы, на скоростях резания, соответствующих оптимуму стойкостной зависимости "Т-V".

3. Установлен факт повышения плотности дислокаций в кобальтовой фазе на глубину 10-20 мкм. Установлено наличие корреляции между глубиной субструктурных изменений и толщиной слоя инструментального материала, подвергшегося отрыву за единичный акт разрушения.

Практическая ценность работы.

1. Разработаны общие рекомендации по проектированию методов предварительного упрочнения твердосплавного режущего инструмента учитывающие условия его эксплуатации. Использование рекомендаций обеспечивает формирование в процессе резания износостойкой фрагментиро-ванной структуры в кобальтовой связке и повышение стойкости инструмента в заданном диапазоне скоростей резания.

2. Разработаны авторские методы и режимы предварительного упрочнения.

Реализации результатов работы.

На основе разработанных рекомендаций по проектированию методов предварительного упрочнения, предложены метод комбинированного упрочнения режущего инструмента и метод упрочнения обработкой в импульсном магнитном поли. По данным методам получено положительное решение на выдачу патента.

Разработанные режимы предварительного упрочнения апробированы на предприятиях концерна "Подольск" и АО "КранЭкс" (Иваново). Производственные испытания показали увеличение стойкости твердосплавного режущего инструмента н 1.5-2.5 раза.

Апробация работы.

Основные положения диссертации доложены на международной научно-технической конференции "Состояние и перспективы развития электротехнологии" (Иваново, 1992 г.), на семинаре "Научно-технический прогресс в области металловедения и термообработки в ВУЗах" (Иваново, 1993 г.), на международной научно-технической конференции "Состояние и перспективы развития электротехнологии" (Иваново, 1994 г.), на заседании кафедры "Технология роботизированного производства в машиностроении" Ивановского государственного энергетического университета в 1996 году.

Публикации.

Результаты выполненных исследований представлены в 7 публикациях и заявке на получение патента (положительное решение 93-019866/02/019672/) .

Структура и объем работы .

Диссертационная работа состоит из введения, 5 глав, общих выводов и заключения, изложенных на 120 страницах машинописного текста. Работа содержит 20 рисунков, 10 таблиц, список литературы из 160 наименований и 2 приложения.

Основное содержание работы.

Во введении обоснована актуальность темы, отмечены научная новизна и практическая ценность, приведены результаты реализации работы.

Глава 1. Теории изнашивания режущего инструмента.

В главе 1 проведен анализ существующих теорий изнашивания режущего инструмента, аргументирована формулировка целей исследования.

Исследованию характера изнашивания твердосплавного режущего инструмента посвящено большое число работ отечественных и зарубежных ученых: А.А.Авакова,

A.И.Бетанели, М.С.Беккер, А.С.Верещаки, Г.И.Грановского, Д.М.Гуревича, A.M.Даниляна, Н.Н.Зорева, А.И.Исаева, Ю.Г.Кабалдина, М.И.Клушина, Д.Н.Клауча, В.Н.Латышева, Т.Н.Лоладзе, А.Д.Макарова, В.А.Остафьева,

B.Н.Подураева, Н.И.Резникова, С.С.Силина, В.К.Старкова, В.А.Синопальникова, Н.В.Талантова, Н.И.Ташлицкого, Э.Ф.Эйхманс, Г.Опитца, В.М.Трента и др.

Результаты этих работ внесли большой вклад в познание процессов резания и изнашивания инструмента:

В последние годы в науке о резании сложилось обоснованное представление о том, что механизм изнашивания режущего инструмента имеет в свой основе процессы, протекающие на субмикромасштабном уровне. Получили развитие дислокационные и структурно-энергетические модели процессов резания, изнашивания и разрушения режущего инструмента.

В становлении этого научного направления определяющую роль сыграли работы Ю.Г.Кабалдина, Ф.Якубова, В.Н.Подураева, В.К.Старкова.

В работах Н.Н.Зорева, Т.Н.Лоладзе, Ю.Г.Кабалдина, Д.М.Гуревича, А.С.Верещаки, М.С.Беккер и др. установлено, что в широком диапазоне условий резания, изнашивание поверхности контакта (адгезионно-усталостное, диффузионное), происходит вследствие вырыва либо среза зерен карбидной фазы. Вырыву может предшествовать раскол, дробление зерна, микроскол либо пластическая деформация. Однако большинство исследователей склоняется к тому, что мелкодисперсные частицы износа, образуются на скоростях резания, соответствующих максимуму стойкости и близких к ним.

Очевидно, что образование продуктов износа, представляющих собой целые, либо частично разрушенные зерна карбидных фаз, может происходить только при разрушении связующей компоненты.

Анализ опубликованных работ показывает, что при исследованиях субструктурных и термодинамических характеристик изнашивания, большинство авторов, фактически констатируя важность процессов, происходящих в связке инструментального материала, основное внимание уделяют описанию разрушения карбидной фазы.

Причиной этого, вероятно, является методическая сложность исследований кобальтовой связки. Разработанные новые методики подготовки и препарирования образцов позволили в значительной степени преодолеть экспериментальные затруднения и осуществить комплексное исследование? всех элементов структуры твердого сплава: зерен карбидных фаз, кобальтовой связки, межфазных границ.

На основании анализа предшествующих работ аргументирован выбор целей исследования.

Глава 2. Методики экспериментальных исследовании.

В главе 2 даны описания методик проведенных экспериментов .

Исследовался процесс резания инструментом из твердого сплава марок ВК8 и Т15К6 углеродистых и нержавеющих сталей, а также серого чугуна, в диапазоне скоростей резания 20-750 м/мин. Геометрия инструмента а=7°; ß=90°; Я.=-7°; ср=90°. Выбор геометрии диктовался условиями подготовки образцов для рентгеноструктурного и микродифракционного исследований.

Микродифракцйонный и рентгеноструктурный анализы проведены для объектов, представляющих- собой вырезанные участки поверхности контакта. При препарировании образцов использовались электроэрозионная и электрохимическая обработка. Разработанные методики позволили определить параметры тонкой кристаллической структуры карбидных и связующей компонент инструментального материала двумя независимыми способами.

Характеристики процессов адгезионно-усталостного и диффузионного изнашивания получены методами стерео-логического анализа фотоизображений поверхности контакта, ожэ- и рентгенофлуоресцентной спектроскопии.

Производился компьютерный корреляционный анализ данных, оценка точности результатов эксперимента, написана программа определения параметров кристаллической структуры методом гармонического анализа (ГАФРЛ).

Глава 3. Исследование процесса изнашивания твердосплавного режущего инструмента.

В главе 3 приведены результаты экспериментов по исследованию влияния скорости резания на интенсивности различных видов изнашивания, на изменения микро- и субмикроструктуры инструментального материала, на характер разрушения и размер продуктов износа.

Построен график зависимости стойкости режущего инструмента от скорости резания при использованных режимах обработки и геометрии инструмента. Экстремум стойкостной зависимости располагается в диапазоне скоростей 50-60 м/мин. Определены зависимости сил резания и температуры контакта от скорости резания.

Стереологический анализ фотоматериалов, полученных на РЭМ и ПЭМ, при увеличениях до 40000 раз, позволил получить количественные характеристики поверхности контакта. Исследованы изменения среднего размера зерен карбидных фаз, удельной доли фаз, среднего

размера и удельной поверхности вырывов фрагментов инструментального материала, удельной доли различных видов разрушения поверхности.

Структура инструментального материала состоит из трех компонент: зерен карбидных фаз, кобальтовой связки и межфазных границ. Данные по виду разрушения составляющих структуры, в зависимости от скорости резания, представлены в таблице 1.

Таблица 1.

Зависимость удельной доли видов разрушения элементов

структуры от скорости резания.

Вид разрушения Удельная доля вида разрушения (%>

Скорость резания .(м/мин)

20 40 60 100 250 450 750

Зерна карбидных фаз

Трещины в плоскости (ЮТО) 60 25 12 5 0 0 0

Микроскол в плоскости (1010) 25 45 15 10 0 0 0

Скол по границам субэерен 10 15 48 25 5 0 0

Пластическая деформация 5 15 25 50 40 0 0

Диффузия И, ТЧ и С 0 0 0 10 55 100 100

Кобальтовая связка

Интеркристаллитные трещины 70 45 25 15 5 0 0

Разрушение по границам блоков 25 45 60 25 15 0 0

Пластический срез 5 10 15 55 25 0 0

Диффузия Со 0 0 0 5 55 100 100

Границы МеС-Со

Интеркристаллитные трещины 60 35 15 5 0 0 0

Дислокационные; микротрещины 35 45 30 20 5 0 0

Дислокационнма микропоры 5 20 55 75 45 0 0

Диффузия 0 0 0 0 50 100 100

На основании оценки описанных выше характеристик, определены относительные интенсивности адгезионно-усталостного и диффузионного процессов изнашивания, в диапазоне использованных скоростей резания.

Получены результаты рентгеноструктурного и микро-дифракциониого исследований кристаллической структуры компонент инструментального материала на поверхности контакта. Данные по всему диапазону скоростей резания (ВК8-сталь 45; У=20-750 м/мин), сведены в таблицу 2.

Приведший результаты электронно-микроскопического исследования типа субструктуры поверхности контакта. Полученньи! .данные подтверждают и дополняют результаты рентгеноструктурного и электронографического анализов.

Таблица 2.

Характеристики тонкой кристаллической структуры

инструментального материала на поверхности контакта.

Скорость резания Плотность дислокаций Размер блоков когерентного оассеяния Угол разориентации блоков Величина микродеформаций кристалл, решетки

(м/мин) (см"') (нм) град. <е2>1/2 ■ 10"3

V Рис Рсо сЗмс <Зсо ©ис ©СО Еис £со

0 8-Ю2 6-10° 450 1200 =0 «0 0.5 0.7

20 6-Ю12 8-1012 150 640 0.4 0.8 8.6 9.5

40 4-Ю12 2-Ю12 60 550 5.7 4.3 6.4 7.5

50 2-Ю12 1-Ю12 30 320 8.1 7.6 6.3 6.5

60 1-1012 5-Ю10 25 250 10.2 8.8 5.5 6.3

100 4-Ю11 МО" 75 270 6.2 3.6 3.6 4

250 1-Ю11 5-10' 250 580 3.5 1.2 1.8 2.5

450 5-10* 1-10° 320 940 1.4 0.8 0.7 1.2

750 МО* 5-10° 330 1020 1.2 0.4 0.7 1

Установлено, что на скоростях резания восходящей ветви зависимости "Т-У" (V < 40 м/мин), субструктура всех фаз инструментального материала характеризуется высокой плотностью дефектов кристаллического строения и хаотическим распределением дислокаций.

В объеме кобальтовой фазы обнаружены локальные скопления дислокаций. Плотность дислокаций в них значительно выше средней, и достигает значений 1-1013 см"2.

Локальные скопления дислокаций в кобальтовой фазе служат источником зарождения дислокационных субмикрот-рещин. Разрушение инструментального материала происходит вследствие слияния субмикротрещин в микротрещину в объеме кобальтовой связки, что приводит к вырыву карбидного зерна или блока зерен.

Установлено, что для субструктуры карбидной фазы характерно образование линейных скоплений дислокаций в плоскости (юТо) .

В диапазоне скоростей резания, близких к оптимуму стойкостной зависимости "Т-У" (4 0-60 м/мин), наблюдается постепенное развитие блочной субструктуры в кобальтовой связке. Формирование блоков связано с механизмом поперечного скольжения дислокаций, образованием дислокационных стенок и постепенным ростом плотности дислокаций в стенках. Повышение числа дислокаций в стенке на единицу ее длины обуславливает увеличение угла разориентации блоков кристаллитов до 6-10°.

Установлено, что границы блоков кристаллитов, ра-зориентированные на угол более 8°, практически исключают прохождение дислокаций из внутреннего объема блока через его границу. Генерируемые под действием контактных нагрузок дислокации расходуются на построение новых дислокационных стенок и увеличение угла ©.

Результатом описанного выше процесса, является формирование в связке мелкоблочной (с!=250 нм) и раз-ориентированной (0=8.8°) структуры. Малый размер блоков кристаллитов препятствует формированию длинных очередей дислокаций и, как следствие, слиянию дислокаций в субмикротрещину. Дислокационная структура карбидной фазы в диапазоне скоростей резания, соответствующих максимальной стойкости режущего инструмента, характеризуется средним размером блока кристаллита 2530 нм и углом разориентации блоков около 10°.

Установлено, что на участках поверхности контакта, имеющих развитую дислокационную субструктуру, разрушение карбидной фазы происходит вследствие микроскола частиц, размер которых сравним с размером блока кристаллита. Полученные данные корреспондируются с результатами расчетов Д.М.Гуревича.

Разрушение кобальтовой связки наблюдается на участках, свободных от дислокационных стенок, обычно у границ зерен карбидной фазы. Разрушение происходит вследствие образования дислокационной трещины или поры по границе МеС-Со.

Для скоростей резания вблизи оптимума стойкостной зависимости (60-100 м/мин), характерно развитие диффузионных процессов по границам зерен карбидных фаз.

Приведены фотографии, полученные с помощью растровой и электронной микроскопии, данные ожэ- и рент-генофлуоресцентной спектроскопии. Показано, что на скоростях резания, превышающих оптимальные, наблюдается постепенный рост интенсивности диффузионных процессов .

Дислокационная субструктура состоит из оборванных дислокационных стенок и хаотически распределенных дислокаций. вследствие интенсивного поперечного скольжения дислокаций, в связке не формируется развитая субструктур. 1. Изнашивание поверхности контакта сопровождается о(¡[м^ованием дислокационных и диффузионных пор на границ, с-: зерен карбидов. В результате происходит разрушение материала по границам МеС-Со.

Зерна карбидной фазы имеют средний размер блоков кристаллитов с1Ис равный 75 нм при ©ис около 6°. Обнаружены скопления дислокаций в виде широких полос в плоскостях (1010) . В большинстве зерен наблюдаются разные стадии пластической деформации по одной и двум плоскостям скольжения.

Представлены результаты спектральных исследований, свидетельствующие, что в диапазоне скоростей резания 250-450 м/мин, изнашивание сопровождается диффузией кобальта в обрабатываемый и железа в инструментальный материал. Разрушение поверхности контакта происходит вследствие среза групп зерен (2-50 м/мин), либо слоя зерен карбидной фазы (до 450 м/мин).

Для скоростей резания 450-750 м/мин характерна дислокационная структура, близкая к исходному инструментальному материалу. Распределение дислокаций - хаотическое, формирования дислокационных стенок и границ не наблюдалось.

Приведены результаты исследования развития дислокационной структуры за период стойкости инструмента. Показано, что формирование характерной для данного диапазона скоростей структуры происходит сразу после стабилизации температуры контакта.

Получены данные распределения плотности дислокаций в карбидной и кобальтовой фазе по глубине под поверхностью контакта. Повышение плотности дислокаций в кобальтовой фазе при резании стали 45 наблюдается до глубины 5-10 мкм. При резании стали 12Х18Н10Т на низких (до 40 м/мин) скоростях, плотность дислокаций в связке повышается в слое толщиной 20 мкм.

Приведены результаты электронно-микроскопического исследования поверхности контакта после резания нержавеющей стали. Показано, что разрушение поверхности сопровождается отрывом слоя инструментального материала толщиной до 15 мкм.

Получены результаты исследования размера продуктов износа. Размер определен по образцам стружки, содержащим на прирезцовой стороне фрагменты разрушения (РЭМ), а также по результатам микрофрактографического исследования поверхности разрушения зерен карбидных фаз (ПЭМ). Размер частиц износа кобальтовой сзязки определить не удалось.

Глава 4. Механизм изнашивания твердосплавного режущего инструмента.

В главе 4 дано описание раскрытых на основании полученных экспериментальных данных механизмов изнашивания твердосплавного режущего инструмента в широком диапазоне скоростей резания.

По результатам стереологического анализа изменений микроструктуры поверхности контакта построены зависимости относительных интенсивностей различных видов изнашивания от скорости резания.

В диапазоне скоростей 20-100 м/мин основная причина изнашивания - адгезионно-усталостное разрушение межзеренных прослоек кобальтовой фазы и границ МеС-Со.

В начале диапазона (У=20-40 м/мин), изнашивание происходит путем образования вырывов зерен карбидов вследствие хрупкого усталостного разрушения объема кобальтовой связки. В процессе резания на скоростях до 40 м/мин, в кобальтовой фазе образуются локальные скопления дислокаций с высокой плотностью (1-Ю13 см"2). Скопления служат источником зарождения дислокационных субмикро- и микротрещин. При объединении трещин происходит вырыв микрообъема инструментального материала. Интенсивность изнашивания определяется накоплением и скоростью роста интеркристаллитных микротрещин в объеме кобальтовой связки.

На скоростях резания, соответствующих максимальной стойкости инструмента, в объеме кобальтовой фазы происходит развитие фрагментированной субструктуры. Сетка высокоугловых границ фрагментов препятствует образованию и распространению дислокационных субмикрот-рещин. В этих условиях наиболее слабым звеном структуры инструментального материала становятся межфазные и межзеренные границы.

На участках, свободных от дислокационных стенок, как правило, у границ зерен, формируются скопления дислокаций. Разрушение по границе МеС-Со происходит по двум причинам: вследствие образования дислокационной зернограничпой трещины (хрупкое разрушение), либо дислокационной поры (пластическое разрушение). Сочетание двух, близких по интенсивности, видов разрушения границ, характеризует процесс как хрупко-пластический.

На скоростях резания, превышающих оптимальные (60-100 м/мпп), изнашивание контактной поверхности происходит тмтлетвие адгезионно-усталостного разрушения по грании 1Г.1 т«рен карбидов.

Субструктура кобальтовой фазы при резании на скоростях 60-100 м/мин развивается до уровня отдельных дислокационных стенок. Высокая подвижность дислокаций препятствует формированию фрагментированной структуры в кобальтовой связке. Движущиеся в объеме кобальтовой фазы дислокации образуют скопления и дислокационные поры у границ зерен карбидов.

Отличительной чертой изнашивания на данной скорости резания является развитие диффузионных процессов по границам МеС-Со. Диффузионное разупрочнение границ реализуется путем образования пустот,. пор, вероятно, вследствие неуравновешенности диффузионных потоков Со и Ее. Образование диффузионных и дислокационных пор на межфазных границах и их объединение, интенсифицирует адгезионно-усталостное разрушение границ МеС-Со.

Несмотря на наличие мелкодисперсной и разориенти-рованной субструктуры в карбидной фазе, стойкость инструмента определяется интенсивностью комплексного диффузионно-адгезионно-усталостного разрушения по границам зерен карбидов. Подтверждены результаты исследования изнашивания на данной скорости, полученные М.С.Беккер.

Изнашивание на скоростях резания до 250 м/мин характеризуется распространением диффузионного разупрочнения на объем кобальтовой фазы. Разрушение поверхности контакта происходит путем среза зерен или групп зерен, вследствие диффузионного растворения кобальтовой связки в обрабатываемом материале. Субструктура карбидных и кобальтовой фаз по качественным характеристикам близка к субструктуре исходного инструментального материала.

Изнашивание при скорости резания 450-750 м/мин, сопровождается однородным и интенсивным диффузионным растворением всех компонент инструментального материала в обрабатываемом. Механизм изнашивания такого вида впервые был описан Т.Н.Лоладзе. Дислокационная структура, вследствие высоких контактных температур, характеризуется хаотическим распределением дислокаций.

На скоростях резания более 250 м/мин, характер разрушения практически не зависит от типа дислокационной структуры. Вероятно любая искусственно созданная субструктура, вследствие высокой подвижности дислокаций, будет подвержена быстрому распаду.

Исходя из этих соображений, скорость 250 м/мин .следует отнести к предельной, выше которой направленное влияние на субструктуру не увеличивает стойкости режущего инструмента.

Произведен количественный анализ вкладов повреждаемости различных элементов структуры (карбидной фазы, связки, межфазных границ) в суммарный износ поверхности контакта (рис.1).

На основании результатов количественного анализа доказана правильность выбора элементов структуры твердого сплава, вклад лимитирующих стой-

|- Связка |- КарОшш

100 250 450 750

V (м/мин)

п- Границы МеС-Со

Рис.1 Относительный элементов структуры в разру- кость.

шение поверхности контакта. Стойкость инстру-

мента в диапазоне скоростей резания 20-250 м/мин определяется процессами, протекающими в кобальтовой связке. Время, в течение которого кобальтовая связка в состоянии удерживать карбидное зерно на поверхности контакта, определяет вклад карбидной фазы в суммарную стойкость инструмента .

Химичоский и гранулометрический состав карбидной фазы, а также характер разрушения зерен карбидов, влияют на стойкость инструмента. Раскол зерна приводит обычно к образованию трещины в связке, потеря сдвиговой устойчивости карбидных фаз способствует протеканию эстафетной пластической деформации и т.д.

Однако установлено, что во всем диапазоне практически используемых скоростей резания (20-250 м/мин), не реализуется полное мелкочастичное диспергирование ■карбидных -и.'рон. Вырыв или срез целого или частично изношенного зорна происходит задолго до исчерпания его ресурса стойкости, вследствие разрушения связки или границы М|'<:-Со.

Определяющую роль в разрушении кобальтовой связки играют процессы, протекающие на субмикромасштабном уровне и связанные с развитием дислокационной . субструктуры. Феноменологическая модель изнашивания твердосплавного режущего инструмента на разных скоростях резания представлена на рисунке 2.

' ПЛ ЕДШШШ

20 40 50 60 100 250 450 750 V

1 Р«с/со=4-10^/2-1012 см'2; <*ИС/со=60/550 нм; 0ИС/СО=5 . 7°/4 . 3°;

Хаотическое распределение дислокаций, образование локальных скоплений дислокаций и субмикротрещин в связке.

Слияние субмикротрещин в микротрещину, разрушение объема кобальтовой связки и вырыв зерна МеС.

2 рис/со=1-Ю"/5-10'° см"'; с1„с/со=25/250 нм; 0„С/СО=1О . 2°/8 . 8°;

Формирование фрагментированной структуры в кобальтовой связке, скопления дислокаций у границ зерен МеС.

Вырыв зерна карбидной фазы, вследствие образования дислокационных трещин и пор у границ зерна МеС.

3 р-,-с/со=4-10"/1-101° см"'; <^0/0=75/270 нм; ©„С/С0=б. 2°/3 . 6°;

Деградация субструктуры, образование дислокационных скоплений у границ зерен МеС, диффузия по границам МеС-Со.

Еырыв зерна карбидной фазы, вследствие образования дислокационных и диффузионных пор у границ зерна МеС.

4 Рис/со=М0"/5-10' см"'; <*«с/со=250/580 нм; ©«С/С0=3 . 5°/1. 2°;

Диффузия кобальта в обрабатываемый материал, диффузионное разупрочнение объема кобальтовой связки.

Срез зерен и групп зерен МеС вследствие диффузионного разу-поочнения связки.

5 Ркс/со=М0'/5-10' см*"; ¿«с/со=330/1020 нм; 0*с/со=1 ■ 2°/0 . 4°

Хаотическое распределение дислокаций, диффузия Я, Т1 и Со в сбоабатываемый матеоиал.

Интенсивное и однородное диффузионное растворение инструментального материала в обрабатываемом.

Рис.2 Влияние скорости резания на параметры субструктуры и механизм изнашивания твердосплавного режущего инструмента.

При исследовании субструктуры подповерхностного объема инструментального материала, обнаружено повышение плотности дислокаций в связке после резания углеродистых и нержавеющих сталей, до глубины 10 и 2 0 мкм соответственно. Установлено, что разрушение инструментального материала при резании стали 12Х18Н10Т сопровождается отслаиванием участка поверхности толщиной до 15 мкм. При резании стали 45 разрушение сосредоточено в слое толщиной около 3 мкм. Установлено наличие корреляционной связи между- глубиной распространения субструктурных изменений и глубиной повреждения поверхности контакта на низких скоростях резания.

Исследование процесса развития дислокационных структур за период стойкости показало, что в отличие от быстрорежущей стали, в твердосплавном инструментальном материале устойчивая субструктура формируется сразу после стабилизации температуры контакта. Вероятно, что именно этим объясняется отсутствие периода приработки при резании твердосплавным инструментом. Устойчивость субструктуры всех фаз инструментального материала сохраняется вплоть до катастрофического разрушения инструмента.

Исследование связи субструктурных изменений со стойкостью инструмента осуществлено на основе рассмотрения двух термодинамических характеристик процесса изнашивания: величины поглощенной внутренней энергии и работы разрушения контактного объема.

При расчетах величины поглощенной внутренней энергии Д(/ использована формула (1):

&и = Аи'' ьлиг (1), где Шр, Аи/- изменения внутренней энергии, связанные с повышением плотности дислокаций и развитием блочной субструктуры; Определение параметров субструктуры всех компонент инструментального материала позволило произвести оценочный расчет изменения величины поглощенной внутренней энергии (рис.3).

Наблюдение процессов изнашивания на низких, оптимальных и высоких скоростях резания показало, что основным фактором, определяющим формирование фрагменти-рованной структуры, является механизм поперечного, не-консервативиого движения дислокаций. При этом скорость поперечного скольжения, в свою очередь определяется значением внутренней энергии контактного объема.

Образование развитой субструктуры происходит при выполнении условия:

Umin < U < ишах (2), где U - текущее значение величины внутренней энергии

поверхности контакта; Umin - величина внутренней энергии контактного объема,

равная энергии активации самодиффузии; Umax ~ величина внутренней энергии контактного объема, равная энергии активации рекристаллизации.

Значение ишх зависит от типа субструктуры. U=Umax^ если выполняется условие Up-U^ >0.

С ростом температуры, энергия, связанная с незакрепленными дислокациями, растет быстрее, чем энергия субзеренных границ. В результате движущиеся в поле упругих напряжений дислокации, пересекают границы блоков и обходят препятствия.

При выполнении левой части неравенства (2) , становится возможным неконсервативное движение дислокаций. При значениях внутренней энергии, превышающих Umax, становится неэффективным торможение дислокаций.

Предложена новая формула оценки работы разрушения контактного объема режущего инструмента, учитывающая многофазную структуру инструментального материала, тип формирующейся субструктуры и размер продуктов износа.

Работа разрушения А0 складывается из работ, затраченных на образование новых поверхностей Aj; и на изме-ненение внутренней энергии частиц износа As.

AD=AX+AS (3)

В условиях образования микрочастиц износа,

Ai = F^eC • <ршс + Ff°-<pCo (4) , где F]UeC,Ff°- площади поверхности частиц износа зерен карбидов и кобальтовой связки; sac со_ удельные поверхностные энергии частиц износа карбидов и кобальта.

Работа, затраченная на изменение внутренней энергии частиц износа определялась по формуле (5).

As = Kc0{A%'+A{;'}+IC\rec{A%"+Afs"} (5), где

КСо,К;/еС- коэффициенты, учитывающие долевой вклад в

разрушение зерен МеС и кобальтовой связки; др< ар"~ работы, затраченные на повышение плотности

' s дислокаций в кобальте и зернах карбидов; А/> работы, затраченные на создание субструктуры

в связке и карбидах.

Влияние размера частиц износа на величину AIf проявляется через приращение общей площади поверхности частиц при уменьшении их размера.

Влияние характеристик субструктуры на величину А3 можно представить в виде: AST если рТ, ©t, КНес->1 •

На рисунке 3 приведены результаты оценочных расчетов А0 и AU в диапазоне скоростей 20-100 м/мин.

Рис.3 Влияние скорости резания на изменение поглощенной контактным объемом внутренней энергии и работы разрушения контактного объема.

Анализ характеров зависимости значений А0 и Ди от скорости резания показывает, что изменения величин адекватно отражают изменение стойкости инструмента.

Глина 5. Методы повышения стойкости режущего инструмента.

В главе 5 разработан общий подход к проектированию способов предварительного упрочнения. Предложены методы упрочнения. Представлены результаты лабораторных и производственных испытаний, акты внедрения.

Принципы проектирования методов предварительного упрочнения сведены к следующим трем положениям: 1. Повышение стойкости твердосплавного режущего инструмента достигается направленным воздействием на исходный инструментальный материал, обеспечивающим

формирование фрагментированной субструктуры в процессе резания, прежде всего в кобальтовой фазе.

Для этого:

2. Предварительное упрочнение должно обеспечивать повышение подвижности дислокаций для инструментов, эксплуатирующихся на низких скоростях резания.

3. Предварительное упрочнение должно формировать структуры, препятствующие движению дислокаций в инструментах, предназначенных для чистовых, высокоскоростных операций.

Проверка выдвинутых гипотез осуществлялась при использовании магнитно-импульсной обработки и ионной имплантации.

При упрочнении магнитно-импульсной обработкой (£=1 кГц, ^103 А/м, т=60 сек), происходит возбуждение вихревых токов на дефектах кристаллической структуры в кобальтовой связке. При этом наблюдается отжиг исходных дислокаций "леса", эти дислокации имеют мощные примесные оболочки и малую подвижность. Отжиг исходных закрепленных дислокаций, повышает скорость движения дислокаций в ходе процесса резания и, как следствие, способствует формированию фрагментированной износостойкой субструктуры в кобальтовой фазе.

Влияние метода ионной имплантации на характеристики подвижности дислокаций обратно. При ионной имплантации происходит образование лавины дефектов кристаллической структуры. Наличие большого числа точечных дефектов и инородных атомов тормозит движение дислокаций в ходе процесса изнашивания и,' как следствие, способствует формированию фрагментированной структуры в том диапазоне скоростей резания, где ранее наблюдалась ее деградация.

Фазовый рентгеноструктурный и спектральный анализы показали, что поверхностный слой твердосплавного режущего инструмента в состоянии поставки, имеет повышенное содержание Со. Ионная имплантация по дефектному слою не эффективна, вследствие его быстрого разрушения. Производилась электрохимическая полировка с удаление поверхностного слоя толщиной 5 мкм.

Исследование влияния дозы имплантации на с тонкость показало, что существуют предельные эффективные концентрации, соответствующие 106-107 атом/см3. Используемые обычно режимы имплантации дают дозы порядка 1013 атом/см3и являются избыточными и нерациональными.

Приведены результаты лабораторных стойкостных испытаний, демонстрирующие повышение стойкости твердосплавного режущего инструмента, по сравнению с неуп-рочненным, в 1.5-2.5 раза.

Отмечается совпадение результатов с прогнозом влияния методов. Так МИО наиболее эффективна для низкоскоростного осевого инструмента и черновых режимов обработки. Ионная имплантации, напротив, более эффективна на высоких скоростях при получистовой обработке.

Общие выводы

Проведенный комплекс исследований позволяет сделать следующие выводы.

1. Установлено, что в процессе резания субмикроструктура инструментального материала претерпевает значительные изменения. Показано наличие закономерной связи между характером изменений субструктуры, механизмом изнашивания и стойкостью инструмента в широком диапазоне скоростей резания.

2. Установлено, что рассмотренный диапазон скоростей резания должен быть разделен на пять участков, в соответствии с типом формирующейся субструктуры и механизмом изнашивания.

Показано, что на скоростях восходящей ветви зависимости "Т-V", изнашивание происходит вследствие повышения плотности дислокаций, образования локальных скоплений дислокаций и микротрещин в объеме кобальтовой связки, с последующим вырывом зерен карбидов.

Установлено, что на скоростях резания, соответствующих максимальной стойкости инструмента, в карбидной и кобальтовой фазах формируется фрагментированная, износостойкая субструктура. Малый размер блоков кристаллитов препятствует образованию линейных дислокационных скоплений и субмикротрещин в объеме связки. Изнашивание происходит путем микроскола зерен карбидных фаз с последующим их вырывом, вследствие образования дислокационных зернограничных трещин и пор.

На скоростях резания, превышающих оптимальные, изнашивание сопровождается развитием диффузионных процессов по границам МеС-Со. Стойкость инструмента определяется интенсивностью адгезионно-усталостного разрушения по разупрочненным вследствие диффузии границам зерен. Формированию развитой субструктуры в кобальтовой фазе препятствует высокая подвижность дислокаций.

Скорости резания 250-450 .м/мин характеризуются диффузионными процессами в объеме кобальтовой фазы. Разрушение поверхности контакта происходит вследствие среза зерен карбидных фаз после диффузионного разупрочнения кобальтовой связки.

Изнашивание твердосплавного режущего инструмента на скоростях 450-750 м/мин, происходит путем интенсивного и однородного диффузионного растворения всех фаз инструментального материала в обрабатываемом.

3. Установлено, что вплоть до высоких скоростей резания, интенсивность изнашивания определяется процессами, протекающими в связке инструментального материала. Максимальная стойкость режущего инструмента реализуется при развитии фрагментированной субструктуры в кобальтовой фазе.

4. Предложена новая формула оценки работы разрушения контактных объемов режущего инструмента, учитывающая многофазную структуру инструментального материала, тип формирующейся в процессе изнашивания дислокационной субструктуры и размер продуктов износа. Показано, что повышение стойкости режущего инструмента достигается при минимальном размере фрагмента разрушения и формировании в продуктах износа и контактном объеме развитой дислокационной субструктуры с максимальной плотностью дислокаций.

5. Установлено, что образование во время резания износостойкой фрагментированной структуры зависит от степени подвижности дислокаций. Низкая подвижность дислокаций препятствует формированию развитой субструктуры, излишне высокая подвижность приводит к распаду субструктуры. На основе анализа полученных данных сформулированы принципы проектирования методов предварительного упрочнения.

6. Установлено, что на низких скоростях резания стойкость режущего инструмента может быть повышена при использовании предварительного упрочнения магнитно-импульсной обработкой. При этом обеспечивается повышение подвижности дислокаций, что способствует формированию фрагментированной структуры в кобальтовой связке.

7. Установлено, что стойкость режущего инструмента на высоких скоростях резания, может быть повышена использованием предварительного упрочнения имплантацией ионов титана дозой 106-107 атом/см3. При этом высокая плотность образующихся дефектов кристаллического

строения и примесные атомы препятствуют деградации фрагментированной субструктуры.

8. Проведенные исследования позволили создать авторские методы предварительного упрочнения с использованием МИО и ионной имплантации. Разработанные методы и режимы упрочнения обеспечивают повышение стойкости в 1.5-2.5 раза.

Публикации.

Основное содержание диссертации представлено в следующих публикациях:

1. Никоноров A.B. Пути повышения работоспособности порошковых твердосплавных режущих инструментов.// Порошковая металлургия и композиционные материалы: Тез. докл. науч.-техн.конф. - С.-Петербург, 1992.

2. Никоноров A.B. Участие кислорода в процессе износа режущего инструмента на различных скоростях резания. // Состояние.и перспективы развития электротехнологии: Тез. докл. Междунар. науч.-техн.конф. - Иваново, 1992. - с.153.

3. Никоноров A.B. Изнашивание твердосплавного режущего инструмента при обработке сталей. // Состояние и перспективы развития электротехнологии: Тез. докл. Междунар. науч.-техн.конф. - Иваново, 1994. - с.153.

4. Беккер М.С., Никоноров A.B. Роль кислорода в процессе изнашивания металлорежущего инструмента в широком диапазоне скоростей резания. // Физические процессы при резании металлов: Межвуз. Сб.науч.трудов - Волгоград .1994. - с.З.

5. Куликов М.Ю., Егорычева Е.В., Никоноров A.B., Бо-рута С.С. Способ упрочнения металлообрабатывающего инструмента :Информ.л./Ив.ЦНТИ, №5-96. - Иваново, 1996.

6. Куликов М.Ю., Егорычева Е.В., Никоноров A.B., Бо-рута С.С. Способ химико-термической обработки режущего инструмента:Информ.л./Ив.ЦНТИ, №6-96. - Иваново, 1996.

7. Куликов М.Ю., Егорычева Е.В., Никоноров A.B., Бо-рута С.С. Метод упрочняющей обработки режущего инструмента :Информ.л./Ив.ЦНТИ, №7-96. -Иваново, 1996.