CC BY
80
/Т1ГТТгГ= г Г,г^ГГГГ7ГГГгГ /100
-2 (65), 2012/ IfcW
Studied characteristics of structure formation in plasma balls anchor coulters planters made from high-strength B¥ 50.
В. и. ГУРИНОБИЧ, в. С. ГОЛУБЕВ, А. И. ПОКРОВСКИЙ, И. А. РОМАНЧУК, ФТИ НАН Беларуси, Н. Ф. СОЛОВЕЙ, ГСКБ по зерно- и кормоуборочной технике
УДК 669.13:621.7/.9.0487:533.9
исследование особенностей структурообразования высокопрочного чугуна при плазменной обработке
В настоящее время решение проблемы повышения надежности и долговечности изделий машиностроения невозможно только за счет применения дорогостоящих высоколегированных сталей и сплавов. Обусловлено это, в первую очередь, экономическими причинами. Гораздо более эффективно использование обычных марок углеродистых сплавов и чугунов с последующим упрочнением рабочих поверхностей изделий различными методами [1-5], в том числе с использованием низкотемпературной плазмы.
В данной работе плазменное упрочнение было использовано для упрочнения наконечников анкерных сошников, изготавливаемых из высокопрочного чугуна марки ВЧ50. Сошники - детали зерновых рядных универсальных сеялок, предназначенные для формирования в почве бороздок для последующего высева семян на заданную глубину. На рис. 1 показаны типовой образец анкерного сошника (рис 1, а) и рабочее положение сошников (рис 1, б) в сеялке производства ОАО «Лид-агропроммаш» мод. СТВ-8 (рис 1, в).
В процессе погружения в почву сошники испытывают главным образом абразивный износ и в меньшей степени коррозионный. Для увеличения срока службы сошника необходима высокая износостойкость материала, причем это важно не для всего объема детали, а лишь для той поверхности, которая непосредственно погружается в почву (она указана стрелкой на рис. 1, а, б).
Плазменную обработку рабочей поверхности сошника (показана стрелкой на рис. 1, а) в режиме оплавления проводили на установке «Киев-4М», оснащенной модернизированным плазмотроном мод. ВПР-15. При различных режимах обработки получали оплавленные слои глубиной до ~1 мм.
Методика исследований
В качестве материала для исследований использовали высокопрочный чугун марки ВЧ50 (ГОСТ 7293-85), химический состав (мас.%) которого приведен ниже.
С Si Mn Ni Mg P S
3,2-3,6 1,7-2,1 0,5-0,7 0,4-0,6 0,04-0,06 до 0,08 до 0,01
Образцы для металлографических и дюрометри-ческих исследований вырезали непосредственно из сошников, подвергнутых плазменному воздействию. Размеры образцов составляли приблизительно 20x20x10 мм.
Структурные исследования проводили на металлографическом комплексе МГК-1 и световом микроскопе «№ор^Ъ», микротвердость определяли на приборе <^игатт 5», а также на приборе ПМТ-3 под нагрузкой 100 г с выдержкой 12 с. Для выявления микроструктуры использовали стандартный травитель «нитраль»: 4%-ный раствор НКОз в этиловом спирте.
Результаты экспериментов
Исследование исходной структуры чугуна.
Микроструктура высокопрочного чугуна в исходном (литом) состоянии представляла собой фер-рито-перлитную металлическую матрицу с включениями графита округлой формы (рис. 2, 3).
Как видно из рис. 2, а, перлит располагается как вокруг графитных включений (в виде своеобразной оторочки), так и на стыках бывших аусте-нитных зерен. Оставшуюся часть металлической матрицы занимает феррит. Данное расположение составляющих (графит, сразу за ним перлит и только затем феррит) является обычным для модифициро-
Ш/лггтг^ г: гсшг^титте
/ 2 (65), 2012-
Рис. 1. Типовой образец анкерного сошника (а), рабочее положение сошника (б) в сеялке производства ОАО «Лидагропром-
маш» мод. СТВ-8 (в, г)
Рис. 2. Микроструктура высокопрочного чугуна в исходном (литом) состоянии: а - зона в центральной (массивной) части сошника; б - зона тонкого сечения сошника с частичным отбелом. а - х400; б - х100
ванных чугунов и свидетельствует об ускоренной кристаллизации отливки в результате большого переохлаждения. Очевидно, что процесс кристаллизации происходил в следующем порядке: ниже температуры эвтектического превращения непо-
средственно кристаллизуется аустенито-графитная эвтектика с шаровидной формой включений графита. При этой температуре исчезает жидкая фаза. Снижение температуры приводит к превращению аустенита по схеме: аустенит ^ феррит + графит.
б
а
/ТГГТГ& г Г^ШТГГГГ /101
-2 (65), 2012 I !и!
а б
Рис. 3. Микроструктура чугуна ВЧ50 после плазменной обработки в режиме оплавления: а - непосредственно на поверхности (в верхней части показан край изделия); б - на некотором расстоянии от поверхности. х400
Углерод откладывается на готовых центрах и ледебуритную эвтектику (аустенит и цементит).
кристаллизации, а феррит - в виде ободков вокруг При последующем быстром охлаждении первич-
включений графита. По мере понижения темпера- ный аустенит претерпевает закалку, превращаясь
туры до 723 °С происходит превращение остав- в мартенсит. Аустенит эвтектики также превраща-
шейся части аустенита по схеме: аустенит ^ фер- ется в мартенсит и в виде мелких включений окру-
рит + цементит (перлит). глой формы располагается в каркасе из цементита.
Дюрометрические измерения показали следу- Как видно из рис. 3, графитных включений
ющие результаты: микротвердость феррита ~980- в структуре практически не наблюдается, очевид-
1000 МПа, твердость перлита ~3500 МПа (36- но, все они растворились в расплаве.
38 HRC). Как видно из рис. 2, б, в исходной струк- Следует отметить, что по мере отдаления от
туре высокопрочного чугуна имелись и участки поверхности размеры ячеек структурных состав-
ледебуритной эвтектики, что свидетельствует о ча- ляющих увеличиваются, а общая твердость сни-
стичном отбеле, причем количество эвтектики уве- жается, изменяясь от ~ 10080 МПа (68 HRC) до
личивалось с уменьшением сечения изделия, а ее ~7000 (58 HRC).
твердость составляла ~8850 МПа (64-65 HRC). Исследование микроструктуры переходных
Исследование микроструктуры чугуна после слоев.
оплавления. Ниже зоны оплавления расположены переход-
Исследование микроструктуры поверхности. ные области, в которых структура претерпела пе-
Микроструктуры поверхностных слоев чугуна рекристаллизацию в твердом состоянии под дей-
после плазменного оплавления представлены на ствием тепла расплавленного металла.
рис. 3. Граница раздела между зоной оплавления и опи-
Как видно из рисунка, микроструктура пред- сываемой переходной зоной имеет неявно выра-
ставляет собой дендритные кристаллы аустенита женный характер (рис. 4). Четкая линия раздела
Рис. 4. Микроструктура чугуна на границе раздела между зоной оплавления (вверху) и подложки (внизу). х400
Ш//7гтг^ гг глгт(т/7/7ггггггггт
/ 2 (65), 2012-
Рис. 5. Микроструктура переходного слоя и ее изменение по мере удаления от границы оплавления. х200
в большинстве случаев отсутствует и участки расплавленной зоны местами внедряются в переходную зону.
Микроструктура переходной зоны показана на рис. 5.
На границе раздела расплава с подложкой (рис. 4, 5) в структуре переходной зоны наблюдаются мартенсит игольчатой формы, графит и области леде-буритной эвтектики. Причем области ледебурит-ной эвтектики представляют собой продолжение оплавленного слоя в виде скругленных зон. Эти зоны ограничивают места, где ранее располагались графитные включения, которые при нагреве успели раствориться, обогатив аустенит углеродом, а также скругленные области с частично растворенными графитными включениями (оставшимися из числа наиболее крупных). Они также внедрены в мартенсит и расположены в местах, где температуры и продолжительности выдержки было недостаточно для полного растворения включения.
Следует отметить, что сохранившиеся в оплавленной зоне частично растворенные включения графита (рис. 5) имеют неровную поверхность, аналогичную описанной в работах [6, 7] при гра-фитизации предварительно горячедеформирован-ного чугуна.
Непосредственно под оплавленной поверхностью находится слой, состоящий из игольчатого мартенсита и некоторого количества остаточного аустенита.
Еще ниже расположен слой, состоящий из смеси игольчатого мартенсита, бейнита и некоторого количества остаточного аустенита.
Твердость игольчатого мартенсита составляет -7750-5000 МПа (61-48 ЖС), бейнита - -45003750 МПа (44-39 ЖС). Глубже расположена область, где превалируют перлитная основа твердостью - 3470-3200 МПа (36-33 ЖС) и графит.
Под границей оплавления непосредственно около графитных включений наблюдаются (рис. 5) тонкие перлитные ободки твердостью -4300 МПа. Они образовались, вероятно, вследствие того что часть растворенного при нагреве углерода при охлаждении успевает диффундировать к включению и отложиться на нем в виде графита, как на готовом центре кристаллизации. Иногда за тонким перлитным ободком следует слой ледебурита, где растворенный при нагреве углерод выделяется в соответствии с метастабильной диаграммой. Такой ободок образуется после перекристаллизации аустенита в твердом состоянии из-за частичного растворения графитного включения и повышения концентрации углерода в некотором объеме, прилегающем к данному включению.
Формирование структуры в непосредственной близости от графитных включений зависит от удаления включения от границы оплавления, что определяется температурой, до которой нагрет слой, в котором расположено включение, концентрацией растворенного углерода в твердом растворе вокруг него, размерами самих включений и их теплопроводностью, а также технологическими параметрами нагрева и охлаждения.
Чем дальше графитное включение удалено от границы оплавления, тем меньше вероятность образования ледебуритных ободков вокруг него и большая вероятность распада аустенита по стабильной системе железо-углерод с образованием феррита и графита. Как известно, если в структуре присутствуют готовые центры кристаллизации в виде графитных включений, как правило, углерод будет откладывается на них, а феррит образует ободки вокруг.
Постепенно, по мере удаления от границы оплавления, структура становится перлито-графитной, а еще глубже - перлито-феррито-графитной, все больше приближаясь к исходной (см. рис. 2).
Выводы
1. При плазменной обработке высокопрочного чугуна, характеризуемой высокими скоростями нагрева и охлаждения, образуется несколько зон с различными структурами. Можно выделить зоны оплавления, термического влияния, а также переходные зоны, представляющие сочетание смежных структур.
2. Быстрая кристаллизация расплава приводит к измельчению структурных составляющих, что
ГЛГТГ:Г: г: ГСШГГ/7гггГГГГГТ /100
-2 (65), 2012/ 1ии
обеспечивает повышенную твердость (- до 6068 HRC). Особенностью плазменного оплавления чугуна является отсутствие трещин.
3. Дополнительным фактором повышения эксплуатационных характеристик чугуна после плазменного оплавления является перекристаллизация пересыщенного твердого раствора аустенита, нагретого выше температуры Ас! (в зоне термического влияния при плазменной обработке), что увеличивает глубину упрочненного слоя.
Литература
1. Плазменное поверхностное упрочнение / Л. К. Лещинский, С. С. Самотугин, И. И. Пирч, В. И. Комар. Киев: Изд-во Техника, 1990.
2. Г р и г о р ь я н ц А. Г., Ш и г а н о в И. Н., М и с ю р о в А. И. Технологические процессы лазерной обработки / Под ред. А. Г. Григорьянца. 2-е изд., стереотип. М.: Изд-во МГТУ им. Н. Э. Баумана, 2008.
3. Лазерные технологии в машиностроении и металлообработке / С. А. Астапчик, В. С. Голубев, А. Г. Маклаков. Минск: Беларуская навука, 2008.
4. О р л о в и ч А. В., Т р ы т е к А. С., Ш е в е л я В. В. Поверхностное упрочнение чугуна электродуговой плазмой. Киев -Хмельницкий: Изд-во Жешувской политехники, 2008.
5. Горячая пластическая деформация чугуна: структура, свойства, технологические основы / А. И. Покровский. Минск: Беларуская навука, 2010.
6. P a k г o u s k i А., K h i n a В. Acceleration of carbide decomposition in cast iron during annealing due to preliminary plastic deformation // Proceedings of International Doctoral Seminar 2011. Trnava: Alumni Press, 2011. Р. 291-303.
7. П о к р о в с к и й А. И., Х и н а Б. Б., Х р о л ь И. Н. Ускорение распада цементита в чугуне при отжиге за счет предварительной горячей пластической деформации // Литье и металлургия. 2011. № 3 (61). С. 37-45.
