CC BY
22NAUKI INZYNIERYJNE I TECHNICZNE | ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ФОРМИРОВАНИЕ ГРАДИЕНТНО-СЛОИСТЫХ СТРУКТУР В КОЛЕСНОЙ СТАЛИ
ПРИ ПЛАЗМЕННОЙ ЗАКАЛКЕ
Канаев Амангельды Токешевич
доктор технических наук, профессор, Евразийский национальный университет им. Л.Н. Гумилева
Богомолов Алексей Витальевич канд. техн. наук, ассоциированный профессор кафедры металлургии, Павлодарский государственный университет им. С.Торайгырова
FORMATION OF THE GRADIENT-LAYERED STRUCTURES IN THE WHEEL-STEEL BY PLASMA HARDENING
Kanayev A.T., doctor of technical sciences, professor, L.N. Gumilyov Eurasian National University
Bogomolov A.V., сand. tech.sciences, associated professor of the department of metallurgy, S. Toraigyrov Pavlodar State University
АННОТАЦИЯ
В статье представлены результаты исследований микроструктуры бандажей колес подвижного состава после плазменного упрочнения. Установлено, что плазменная закалка способствуют формированию в поверхностном слое обрабатываемого материала многослойной структуры. Градиентно-слоистая структура стали позволяет исключить образование резкой границы перехода от структур мартенсита к троосто-мартенситным и смешанным пластинчатым структурам (троостит, сорбит).
ABSTRACT
The article presents the results of microstructure investigations of the tires of the wheels of the rolling stock after plasma hardening. It is established that plasma hardening contribute to the formation in the surface layer of the processed material multi-layer structure. Gradient-layered structure in steel allows to avoid formation of a sharp boundary of transition from the structures to troost of martensite-martensite and a mixed lamellar structures (troostite, sorbite).
Ключевые слова: плазменное упрочнение, сталь, структура, мартенсит, сорбит, троостит, микротвердость
Keywords: plasma hardening, steel, structure, martensite, sorbite, troostite, microhardness
Постановка проблемы. В последние годы интенсивно развивается плазменное упрочнение металлических материалов, являющееся одним из перспективных методов модификации их структуры высококонцентриро-ванным потоком энергии и, как следствие, физико-механических свойств поверхностного слоя деталей и изделий.
Технология поверхностного плазменного упрочнения, в отличие от других процессов обработки высококонцентрированным потоком энергии (лазерной, электронно-лучевой, катодно-ионной и др.), характеризующихся высокой стоимостью и сложностью оборудования, недостаточной производительностью и высокими эксплуатационными расходами, лишена этих недостатков, успешно развивается и находит все большее применение в различных отраслях промышленности.
Анализ последних исследований и публикаций. Практика показывает, что для продления эксплуатационного ресурса тяжело-нагруженных деталей и узлов машин рациональным по параметрам доступности, универсальности, экологичности и экономической эффективности является поверхностная плазменная закалка[1]. Такая упрочняющая термообработка легко встраивается технологический процесс упрочнения деталей, малозатратна, достаточно производительна и позволяет эффективно увеличить их эксплуатационную стойкость.
В исследовании структурообразования в металличе-
ских материалах при различных видах упрочняющей термической обработки наблюдается технологический прогресс, который характеризуется повышенным интере-сом к исследованию закономерностей формирования и развития градиентно-слоистых структур [2,3].
Актуальность этих исследований аргументируется тем, что, с одной стороны, физическая природа процессов, протекающих при формировании и развитии гради-ентно-слоистых структур, мало изучена, с другой стороны, как выше отмечалось, градиентно-слоистые структуры в металлических материалах придают сталям и сплавам новые, ранее неизвестные, свойства.
Особенно большой интерес градиентно-слоистые структуры вызывают при поверхностном плазменном упрочнении. Это связано с тем, что во многих случаях технически и экономически оправдана локальная термообработка, когда упрочняется только наиболее нагруженная рабочая поверхность детали при сохранении во внутренних слоях ее первоначальных свойств [4].
Выделение нерешенных ранее частей общей проблемы. Вместе с тем, физическая природа процессов, протекающих при формировании и развитии градиентно-сло-истых структур, мало изучена, это научное направление в настоящее время находится на стадии накопления и осмысления большого экспериментального материала. При воздействии плазмы на поверхность материала про-
исходит ряд физико-химических процессов, приводящих к созданию в приповерхностном слое сложного напряженного состояния под действием градиента температур. В совокупности эти процессы способствуют к формированию в поверхностном слое обрабатываемого материала многослойной структуры.
Цель статьи. Исследование закономерностей формирования и развития структуры и соответствующих
Механические свойства стали ободьев колес, подвергнутых упрочня-ющей термической обработке (а, 5, ^ по ГОСТ 1497 на образце диаметром 15 мм с расчетной дли-
Упрочнению подвергалась зона перехода от рабочей поверхности гребня колеса к поверхности катания. Зона упрочнения начинается на расстоянии 2-3 мм от вершины гребня и имеет ширину 25-26 мм.
Микроскопические исследования проводили на оптическом микроскопе «Neophot» при увеличении х200 на микрошлифах, вырезанных в поперечном направлении из сегмента с условием сохранения упрочненного слоя. Электронно-микроскопические исследования выполнены на просвечивающем электронном микроскопе Jeol JEM 2100.
Изучали микроструктуру, глубину, распределение микротвердости по сечению гребня, качество упрочненных поверхностей. Измерение микротвердости упрочненного
физико-механических и служебных свойств стали для бандажей колес подвижного состава железнодорожного транспорта при плазменном упрочнении.
Изложение основного материала. Поверхностному плазменному упрочнению подвергались цельнокатаные колеса, изготовленные из углеродистых сталей марки 2, химический состав которой приведен в таблице 1 (ГОСТ 10791-2004).
Таблица 1
ной 60 мм, ударная вязкость - КСи на образцах типа 1 по ГОСТ 9454, твердость - НВ по ГОСТ 9012 шариком диаметром 10 мм при нагрузке 29430 Н) приведены в таблице 2.
Таблица 2
слоя проводили на микрошлифе до травления на твердомере ПМТ-3 при нагрузке 1,962Н (200гс) в соответствии с требованиями ГОСТ 9450-2006 «Измерение микротвердости вдавливанием алмазных наконечников».
Двухфазное строение сорбита и троостита выявляется только под электронным микроскопом, так как межпластиночное расстояние этих структур находится на пределе разрешающей способности оптического микроскопа (~ 0,2 мкм). Поэтому на рисунке 1 приведены фотоснимки соответственно сорбита и троостита при увеличении х5000, снятые электронным микроскопом. Четко видно, что обе эти структурные составляющие состоят из чередующихся пластинок феррита и цементита.
Химический состав колесных сталей( % )
Марка C Mn Si P S Ni Cu
2 0,630 0,820 0,420 0,025 0,036 0,19 0,15
Полученные механические свойства колесной стали
№ а, Н/мм2 5, % % KCU. Дж/см2 HB на глубине 20 мм HB гребня
1 1017 15,0 32 0,34 258 267
2 1100 12,5 21 0,37 285 296
Рисунок 1- Структура продуктов распада аустенита при х1000); (в -сорбит, х5000); (г- троостит, х5000).
Следует подчеркнуть, что при непрерывном охлаждении не удается разграничить процессы образования чистого троостита, сорбита или перлита, так как скорость изменения температуры по сечению охлаждаемого изделия не остается постоянной, она переменна и меняется по определенному закону, зависящему от теплофизических свойств стали. В действительности процессы превращения могут накладываться один на другой по температуре
непрерывном охлаждении (а -мартенсит, х1000); (б- перлит,
и времени своего развития, что ведет к формированию, как правило, смешанных структур в виде мартенсит + троостит, троостит + сорбит или сорбит +перлит.
На рисунке 2 приведена смешанно-градиентная структура в цельнокатаной колесной стали, сформировавшаяся при поверхностном плазменном упрочнении по указанному выше режиму.
Мартенсит
Мартенсит+ троостит -
Троостит + сорбит
Перлит +феррит
Рисунок 2 - Градиентно-слоистая структура гребня бандажа в упроч-ненной зоне
На глубине 0,05 - 0,30 мм наблюдаетсямартенситная структура с микротвердостью 871- 764 HV02, на глубине 0,40- 1,00 ммтроосто-мартенситная структура с микротвердостью 585 - 500 HV02, затем трооститная структура на глубине 1,00 - 1,40 мм с микротвердостью 500 - 403 HV02 плавно переходит в сорбитную глубиной 1,40 -2,20 мм с микротвердостью 397 - 272 HV02, далее следует структура основного металла с типичной феррито-перлитной структурой, имеющей микротвердость 260- 263HV02.
Видно, что по глубине упрочнения отчетливо наблюдается образование нескольких структурных зон различной микротвердости. На поверхности находится зона,
химический состав которой соответствует составу стали с содержанием углерода 0,57 - 0,63 %. При резком охлаждении происходит ее превращение в игольчатый мартенсит с дисперсностью 5-15 мкм. За ней следует зона глубиной ~ 0,6 мм превращения аустенита в троосто-мартенсит. В микроструктуре этих слоев наблюдается присутствие небольшого количества остаточного аустенита, количество которого колеблется и зависит от глубины закаленного слоя.
В таблице 3 представлено изменение микротвердости в зависимости расстояния (мкм) от поверхности, т.е. зоны плазменно-термического воздействия.
Таблица 3
Изменение структуры микротвердости по глубине упрочненного слоя
Расстояние от поверхности, мкм Микротвердость, hv02 Микроструктура Расстояние от поверхности, мкм Микротвердость, HV02 Микроструктура
50 872 Пластинчатый мартенсит 1100 425 Троостит+ сорбит
100 850 1200 460
150 800 1400 403
200 803 1500 380 Сорбит + перлит
300 764 1600 323
400 585 Пластинчатый мартенсит + троостит 1800 301
500 580 1900 290
600 550 2200 272 Перлит + феррит
700 546 2400 260
800 536 2700 263
950 500 2900 261
Как видно из таблицы 3, изменение микротвердости происходит в диапазоне от 872 HV0 до 261 HV02.
Далее следует слой (~ 0,4 мм) преимущественного троостита, где микротвердость снижается и зависит от объемного содержания присутствующих фаз, затем в структуре появляется сорбит с ориентировочной глубиной 0,8 мм. Область расположения появляющегося сорбита определяется центральными участками бывших аусте-нитных зерен, характеризуется меньшей дисперсностью ферритных и цементитных составляющих в них по сравнению с трооститом и обладающих меньшей микротвердостью. Микротвердость в этой области также зависит от объемного количества присутствующих фаз.
По мере углубления внутрь образца на стыке границ бывших аусте-нитных зерен появляется феррит и его количество постепенно возрастает. Структура остается феррито-сорбитной и затем плавно переходит в ферри-то-перлитную. Суммарная микротвердость снижается до исходной. Исходная структура представляет собой смесь ферритных и перлитных зерен с объемной долей каждой фазы соответственно 20-80 %.
Рассмотрим кинетику и закономерности формирования градиентно-слоистой структуры на основе типичной термокинетической диаграммы [5]. доэвтектоидной углеродистой стали (0,59-0,63%С) являющейся аналогом колесной стали по ГОСТ 10791-2004. Термокинетическая диаграмма при температурах выше мартенситной точки Мн (~2600С) характеризуется только одним кинетическим максимумом, что означает отсутствие промежуточного механизма распада аустенита (незаштрихованная часть диаграммы). При температурах выше этого максимума распад аустенита протекает диффузионным путем и сопровождается образованием феррито-карбидной смеси различной степени дисперсности. В зависимости от степени дисперсности феррито-карбидную смесь называют перлитом, сорбитом или трооститом или соответственно грубо-, средне- и тонкодисперсным перлитом [6].
Из рисунка 2 следует, что при охлаждении аустенита со скоростью V! (критическая скорость закалки) и выше
образуется пластинчатый мартенсит, при меньшей скорости охлаждения V2 переохлажденный аустенит превращается в троосто-мартенсит частично по перлитному (диффузионному), частично по мартенситному (бездиффузионному) механизму. При еще меньших скоростях охлаждения V3 превращение развивается по диффузионному механизму с образованием троостита и сорбита.
В то же время, промежуточный механизм превращения аустенита с образованием бейнитных структур не может быть реализован, поскольку превращение в данном случае развивается либо по перлитному механизму (скорости охлаждения V3 и ниже), либо по смешанному перлитно-мартенситному (скорости охлаждения между V1 и либо по мартенситному механизму ( скорости охлаждения V1 и выше).
Заметим, что в основе как перлитного, так и мартен-ситного превращений лежит полиморфный переход гра-нецентрированной кристаллической решетки аустенита в объёмно-центрированную решетку равновесного или пересыщенного феррита (у^а ).
Сопоставление кинетики превращения аустенита в изотермических условиях и в процессе непрерывного охлаждения показывает, что соответ-ствующие линии на термокинетических диаграммах расположены правее и ниже аналогичных линии изотермической диаграммы. Это свидетельствует о том, что устойчивость переохлажденного аустенита при непрерывном охлаждении несколько больше и превращение протекает при более низких температурах, чем в случае изотермического распада переохлажденного аустенита. На практике это отражается на величине межпластиночного расстояния, являющегося важнейшей структурной характеристикой конструкционных сталей. Межпластиночное расстояние представляет собой усредненную сумму толщин двух соседних пластин феррита и цементита перлитных структур. Чем больше скорость охлаждения, тем меньше межпластиночное расстояние и тем дисперснее получающаяся феррито-кар-бидная смесь, тем выше микротвердость (твердость) стали.
Заметим, что при анализе структурных превращений необходимо иметь в виду, что разделение феррито-цемен-титных структур на перлит, сорбит или троостит носит условный характер и между этими структурами, как правило, нет четкой границы. Это объясняется тем, что на практике не удается разграничить процессы образования чистого троостита, сорбита или перлита, так как скорость изменения температуры по сечению охлаждаемого изделия в процессе непрерывного охлаждения не остается постоянной, как выше отмечалось, она переменна и меняется по определенному закону, зависящему от теплофизи-ческих свойств стали [7].
Кроме того, в отличие от перлита сорбит и троостит не являются равновесными структурами, так как в реальных производственных условиях охлаждение, как правило, бывает неравновесным, и это приводит к определенному пресыщению сорбитного и трооститного феррита углеродом, что сказывается, естественно, на механических свойствах. В частности, механические свойства стали со структурами перлит, сорбит или троостит прямо пропорционально площади поверхности раздела между ферритом и цементитом. Поэтому с понижением температуры распада аустенита и соответствующим измельчением структуры (усиления степени дисперсности) ферритные пластинки несколько пересыщаются углеродом, прочностные характе-ристики (прочность -ав твердость - НВ) возрастают, а пластические характеристики (относительное удлинение - 5 и сужение -у) уменьшаются.
Микроструктуры, приведенные на рисунке 1, иллюстрируют наложение мартенситного превращения на перлитное. Так, при скорости охлаждения У2 в температурном интервале ~ 550 0С - 460 0С часть аустенита диффузионным механизмом превращается в троостит, оставшаяся часть ниже точки Мн (~260 0С) бездиффузионно переходит в мартенсит. Эти и другие подобные примеры [8,9] показывают, что экспериментальное исследование процессов структурообразования при охлаждении с переменной скоростью представляет сложную задачу, поскольку в зависимости от ряда факторов и, в первую очередь, от скорости охлаждения кинетика и температурные условия развития того или иного превращения могут меняться в определенных пределах. Поэтому далеко не всегда удается наметить температурные границы, в которых превращение протекает только по одному какому-нибудь ме-ханизму (перлитно-диффузионному, промежуточному или мартенситно-бездиффузионному) и четко разграничить структурные зоны образования троостита, сорбита или перлита. В действительности процессы превращения переохлажденного аустенита могут накладываться один на другой по температуре и времени своего развития, что приводит к формированию смешанных структур пластинчатого типа.
Выводы и предложения.
1.Механизм и кинетика структурообразования по сечению зоны плазменно-термического воздействия колесной стали меняется в зависимости от скорости охлаждения и температурных условий развития процесса превращения. С увеличением скорости охлаждения превращение аусте-нита, в основе которого лежит сдвиговый фазовый пере-
ход Y^a, смещается по температурной шкале вниз.
2.Анализ микроструктуры на основе термокинетической диаграммы и распределение микротвердости по сечению упрочненной зоны показывает, что при поверхностной плазменной закалке в колесной стали происходит перлитное и мартенситное превращение с образованием градиентно-слоистой структуры.
3. В поверхностной зоне развивается бездиффузионное мартенситное превращение, которое приводит к образованию игольчатого мартенсита. В нижележащих слоях распад аустенита протекает диффузионным путем и сопровождается образованием пластинчатой феррито-кар-бидной смеси различной степени дисперсности.
4.Чем больше скорость охлаждения, тем дисперснее получающаяся феррито-карбидная смесь, тем меньше величина межпластиночного расстояния. Поэтому с увеличением степени дисперсности прочностные характеристики (прочность - ав твердость - НВ) возрастают, а пластические характеристики (относительное удлинение - 5 и сужение - у) уменьшаются.
5.Формирование в поверхностном слое плазменно-у-прочненной колесной стали градиентно-слоистой структуры позволяет исключить образование резкой границы перехода от структур мартенсита к троосто-мартенсит-ным и смешанным пластинчатым структурам (троостит, сорбит). Это является одним из основных факторов, повышающих контактно-усталостную прочность колесной стали и способствующих ее трещиностойкости.
Список литературы
1. Соснин Н.А., Ермаков С.А., Тополянский П.А. Плазменные технологий. Руководство для инженеров. СПб. Изд-во Политехнического университета, 2013, 406 с.
2. Коваленко В.В., Козлова Э.В. Физическая природа формирования и эволюция градиентных структурно-фазовых состояний в сталях и сплавах. Новокузнецк, 2009,557 с.
3. Быков Е.Г., Ефимов О.Ю., Иванов Ю.Ф. и др. Эволюция структурно-фазовых состояний при эксплуатации прокатных валков. Известия вузов, серия Черная металлургия, 2010, № 12, стр. 35-37
4. Канаев А.Т., Богомолов А.В. Структурообразование в плазменно-упрочненных металлических материалах. Астана, 2014, ТОО «Политон» 2015,185 с.
5. Попова Л.Е., Попов А.А. Диаграммы превращения аустенита в сталях. Справочник, М.:Металлургия,1991, 503 с.
6. Металлография железа. Том 1. «Основы металлографии», перев. с англ., Изд-во « Металлургия», Москва, 1972, 240 с.
7. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов. М.: Металлургия, 1986, 479 с.
8. A. T. Kanaev, A.V. Bogomolov, T. E. Sarsembaeva Improving the Wear Resistance of Wheel-Pair Rims by Plasma Quenching //Steel in Translation, 2012, Vol. 42, No. 6, pp. 544 -548.
9. Topolyansky P., Kanayev A., Bogomolov A. Plasma modification of structure of replacement operating parts of farm vehicles //Вестник науки Казахского агротехническо-
