CC BY
29
УДК 629.9.048.7
К ВОПРОСУ О ЛОКАЛЬНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ПРИ ПОВЕРХНОСТНОЙ ОБРАБОТКЕ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ КОНЦЕНТРИРОВАННЫМИ ПОТОКАМИ ЭНЕРГИИ
© 2005 г. А.В. Бровер, Л.Д. Дьяченко
Введение
Использование источников КПЭ (концентрированных потоков энергии) для поверхностного термоупрочнения и легирования металлических материалов является одним из перспективных путей повышения качества деталей машин и инструмента. В настоящее время известен ряд способов упрочнения сталей и сплавов с использованием лазерного излучения, электронных пучков, плазменной дуги и др. [1-5]. Несмотря на большое внимание, уделяемое данным методам, следует отметить, что успешное их применение возможно лишь при условии формирования оптимальной структуры поверхностных слоев, что предопределяет получение необходимых эксплуатационных свойств.
Постановка задачи
В работах [6, 7] показано, что металлографический анализ образцов из углеродистой стали после плазменно-дуговой обработки выявляет на поверхности упрочненный слой глубиной 1,0 - 2,0 мм, который обладает повышенным уровнем твердости и состоит по глубине из следующих зон:
1. Зона оплавления, неизбежно возникающая в месте контакта поверхности стального образца и сжатой воздушно-плазменной дуги и составляющая несколько сотых долей миллиметра. Структура этой зоны не выявляется обычными реактивами, она имеет вид белой нетравящейся полоски.
2. Зона перегрева со структурой крупноигольчатого мартенсита (9-й балл по шкале № 3, ГОСТ 8233-56), составляющая до 15 % от общей глубины закаленного слоя и имеющая твердость на уровне 8 МПа при исходной твердости нормализованной углеродистой стали 3 МПа.
3. Зона мелкоигольчатого мартенсита (4-й балл по шкале № 3, ГОСТ 8233-56) с наиболее высокой твердостью 9 ГПа. Протяженность этой зоны составляет 70 % от общей глубины закаленного слоя, структура характеризуется сочетанием высокой дисперсности и химической неоднородности а-фазы.
4. Зона перехода к исходному металлу, которая образуется в интервале температур нагрева АС1 - АС3. Микроструктура этой зоны представляет собой троо-сто-мартенситную смесь с наличием на глубине участков нерастворившегося феррита. Микротвердость снижается до твердости стали в нормализованном состоянии.
Обращает на себя внимание микронеоднородность строения зоны упрочнения и особенно различие размеров мартенситных кристаллов во второй и третьей зонах. В работах [8 - 10] высказаны предположения о возможности протекания локальной пластической деформации поверхностных слоев при их обработке КПЭ, что приводит к фрагментации зерен аустенита, в результате чего под зоной крупноигольчатого мартенсита располагается зона с мелкими иглами а-фазы. Следует отметить, что при других способах обработки, например лазерным лучом, подобные эффекты также наблюдаются, но в меньшем масштабе, что связано с относительно небольшой глубиной упрочненных слоев. Так, в работах [11, 12] описано, что при лазерном облучении металлов выявлены высокая плотность дефектов кристаллического строения, поворот зерен, полосы скольжения, двойники, а также дробление на блоки монокристаллических материалов.
С целью углубленного изучения процессов, протекающих при обработке металлов и сплавов источниками КПЭ, а также для подтверждения возможности реализации описываемых эффектов в настоящей работе использовались модельные материалы, в структуре которых наиболее отчетливо видны изучаемые особенности. Проведен анализ феноменологии структурообразования в образцах из технического железа, меди и стали 12Х18Н9 после их поверхностной обработки лазерным лучом и плазменной дугой.
Методики проведения исследований
Эксперименты проводились на образцах из технического железа (ГОСТ 3836-83), меди М1 (ГОСТ 8592001) и стали 12Х18Н9 (ГОСТ 5632-72) размером 20x50x200 мм после отжига. Для получения достоверных результатов обработке подвергались не менее чем по 7 образцов для каждого варианта упрочнения КПЭ.
Плазменное поверхностное упрочнение сканируемой дугой производилось на экспериментальной установке, созданной на базе аппарата для воздушно-плазменной резки «Киев-4» [7, 13]. Частота сканирования дуги составляла 50 Гц, скорость перемещения плазмотрона относительно детали - 2 - 6 см/с.
Импульсная лазерная поверхностная обработка со степенью перекрытия пятен 30 - 40 % выполнялась на технологической установке «Квант-16» при изменении плотности мощности излучения в пределах 80 - 100 МВт/м2
Просмотр микроструктур проводился на поперечных и продольных шлифах на микроскопах МИМ-7 и «Ыгорко(-21». Исследование тонкой структуры обработанных слоев осществлялось на электронном микроскопе ЭММА-4 при увеличениях 15000 - 20000 по методу фольг, в основе которого лежит формирование изображения по дифракционному контрасту.
Микротвердость измерялась на приборе ПМТ-3 с нагрузкой 0,49 Н. При этом придерживались стандартных правил размещения отпечатков, согласно которым минимально допускаемое расстояние между центрами соседних отпечатков составляло 30 мкм, от центра отпечатка до края образца - 20 мкм.
Идентификация фазового состава в зонах термовлияния производилась методом дифракционного рентгеновского анализа с помощью дифрактометра ДРОН-0,5 в фильтрованном РеКа - излучении с регистрацией интенсивности сцинтилляционными счетчиками. Съемка профилей рентгеновских линий велась в режиме непрерывной записи со скоростью 1 град/мин.
Описание результатов
При локальном поверхностном нагреве происходит высокоскоростная фазовая перекристаллизация и закалка тонкого наружного слоя металла с образованием термических (от неравномерного нагрева) и структурных (в результате фазовых превращений) напряжений. Под действием этих напряжений микрообъемы нагреваемой металлической поверхности, окруженные холодными стенками ненагретого металла, испытывают пластическое деформирование, а также синхронно протекающие процессы динамического возврата, полигонизации и рекристаллизации, полнота протекания которых определяется скоростью нагрева и охлаждения. В эти процессы определенный вклад может вносить анизотропия коэффициента теплового расширения соседних зерен, разориентирован-ных на большие углы, и разница в объемном расширении фаз в многофазных материалах (например, в стали).
Результаты описываемых структурных изменений отчетливо выявляются в поверхностных слоях образцов из технического железа после плазменного нагрева (рис. 1).
Рис. 1. Строение поверхностного слоя технического железа после плазменной поверхностной обработки (х400)
Статистическая обработка результатов измерения размеров зерен, проводимая по методу Салтыкова, на 7 фотографиях при 100-кратном увеличении, показала измельчение кристаллов на 25 - 30 % по сравнению с исходным состоянием.
Присутствие особо мелких зерен в стыках полигональной структуры и аномально крупных зерен с протяженными границами в виде «выступов» или «языков» связано с ранними стадиями динамической рекристаллизации «in situ», возникающей после пластической деформации и зафиксированной быстрым охлаждением. Аналогичные процессы, протекающие в металлических материалах при первичной рекристаллизации, рассмотрены в работе [14], где показано, что некоторые из исходных зерен растут за счет соседей путем миграции локальных участков своих большеуг-ловых границ, что может являться следствием градиента наклепа (strain induced migration).
Следует отметить, что в процессе плазменной поверхностной обработки стали создаются условия для развития процесса динамической рекристаллизации по механизму «in situ» путем коалесценции субзерен аустенита и происходит укрупнение кристаллов у-фазы, что приводит к формированию крупных игл мартенсита и некоторому понижению твердости металла во второй зоне упрочненного слоя, что показано выше.
Описанные факторы свидетельствуют о возможности протекания в поверхностных слоях металлических материалов процессов, аналогичных ВТМО. При различных способах обработки эти процессы могут быть обусловлены: силовым воздействием скоростного динамического напора газового потока, объемных электромагнитных сил, магнитострикционных и тер-мострикционных эффектов, деформирующих аустенит в области его высокотемпературной термодинамической стабильности. Следствием является процесс динамической полигонизации аустенита в стали, приводящий после скоростной закалки к формированию мелких кристаллов и пакетов мартенсита. Отсутствие выдержки при обработке КПЭ предотвращает развитие статической рекристаллизации аустенита, следствием чего является наследование мартенситом дислокационной субструктуры горячедеформированного аустенита, его упрочнение с одновременным повышением пластических свойств по причине развитой субструктуры.
Еще одним подтверждением протекания процесса ВТМО при поверхностной обработке с использованием источников КПЭ являются результаты электронно-микроскопических исследований образцов из стали 12Х18Н9.
Как видно, в обработанных зонах формируется субструктура горячей деформации - развитая полиго-низованная субструктура, в которой присутствуют деформационные двойники (рис. 2, а), протяженные дефекты упаковки и участки рекристаллизованной структуры (рис. 2, б). Следует отметить, что в плоскости фольги наблюдаются примерно равноосные, полигональные субзерна, образовавшиеся, видимо, по
механизму «реполигонизации» за счет участия в скольжении нескольких систем. Это привело к «разрезанию» вытянутых полигонов субграницами, образовавшимися по другим системам скольжения в процессе деформации.
б
Рис. 2. Электронно-микроскопическое строение стали 12Х18Н9 после плазменной поверхностной обработки (х17000)
Поскольку фазовые превращения способны искажать структурную картину в связи с изменением плотности дефектов кристаллического строения, дальнейшие исследования проводились на образцах из меди, не претерпевающей таких превращений. Металлографический анализ поверхностных слоев, подвергнутых обработке источниками КПЭ, выявил аномальную двойникованную структуру. Наблюдаются зерна с некоторым количеством двойников отжига (рис. 3, а), что характерно для пластичных металлов, и большим количеством двойников деформации (рис. 3, б).
Подтверждением различной природы формирования двойников служат как их вид и размеры, так и отчетливо наблюдаемые фигуры травления разной формы, являющиеся одним из данных показателей [14]. Процесс образования двойников отжига развивается, в основном, по плотноупакованным плоскостям семейства {111}, которым соответствуют фигуры травления «треугольной» формы. Однако процесс пластической деформации и формирования соответствующих двойников может протекать и в плоскостях с меньшей плотностью упаковки атомов, например {110}, что выявляется в виде «квадратных» фигур травления.
Кроме того, образцы из меди подвергались рент-геноструктурному анализу до и после лазерной поверхностной обработки.
б
Рис. 3. Структура поверхностного слоя на образцах из меди после обработки источниками КПЭ (а - х400, б - х200)
На рентгенограмме (рис. 4) обнаруживается смещение рефлексов в сторону больших углов отражения, что свидетельствует о возникновении в структуре напряжений сжатия, а также о возможности протекания локальной пластической деформации при поверхностной обработке металлических материалов концентрированными потоками энергии.
(111)
Рис. 4. Фрагменты рентгенограмм образцов из меди в исходном состоянии (1) и после лазерной поверхностной обработки (2)
а
а
Выводы
Проведенные на сталях и модельных материалах исследования особенностей структурообразования на поверхности образцов при обработке концентрированными потоками энергии показали, что локальный нагрев вызывает термические и структурные напряжения. Под действием этих напряжений поверхностные слои испытывают пластическое деформирование по механизмам, аналогичным ВТМО. В результате создается развитая полигонизованная структура с полупроницаемыми барьерами для движущихся дислокаций. Это создает условия для релаксации «пиковых» напряжений, возникающих при эксплуатации изделий не путем зарождения и распространения трещины, а путем эстафетной их передачи в соседние микрообъемы. В результате появляется возможность формировать на поверхности металлических материалов композицию с оптимальным сочетанием прочности, пластичности и сопротивления хрупкому разрушению.
Литература
1. Рыкалин Н.Н., Углов А.А., Зуев И.В., Кокора А.Н. Лазерная и электроннолучевая обработка материалов. М., 1988.
2. Крапошин В.С., Бобров А.В., Гапоненко О.С. Поверхностная закалка стали 9ХФ при нагреве теплом плазменной горелки // Металловедение и термическая обработка металлов. 1989. № 11. С. 13 - 17.
3. Углов А.А. Воздействие концентрированных потоков энергии на материалы // Материаловедение. 1997. № 5. С. 3 - 7.
4. Бердников А.А., Филиппов М.А., Студенюк Е.С. Структура закаленных углеродистых сталей после плазменного поверхностного нагрева // Металловедение и термическая обработка металлов. 1997. № 6. С. 2 - 4.
5. Ломаев Г.В, Харанжевский Е.В. Упрочняющая обработка поверхности методом высокоскоростной лазерной перекристаллизации // Металловедение и термическая обработка металлов. 2002. №3. С.27 - 32.
6. Домбровский Ю.М., Пустовойт В.Н., Бровер А.В. Струк-
турообразование в стали при нагреве плазменной сканируемой дугой // Материаловедение. 1997. № 7. С. 52 - 56.
7. Домбровский Ю.М., Бровер А.В. Закалка стали воздушно-
плазменной дугой со сканированием // Металловедение и термическая обработка металлов. 1999. № 1. С. 10 - 13.
8. Brover A.V. The role of plastic déformation in structurization of steels at plasma surface hardening // Fundamental and applied technological problems of machine building -Technology-2000: Transactions collection of International Scientific-technical Conference in Oryol, Sept.28-30. Oryol, 2000.- Parti. P.82 - 85.
9. Бровер А.В., Шабаринов А.В. О возможности протекания процесса пластической деформации при плазменном поверхностном упрочнении сталей // Материалы и технологии XXI века: Сб. материалов Всерос. науч.-техн. конф., 30 - 31 мая. Пенза, 2001. Ч.3. С. 153 - 154.
10. Варавка В.Н., Домбровский Ю.М., Шабаринов А.В. О структурных эффектах в зоне обработки материалов концентрированными потоками энергии // Вестн. ДГТУ. 2003. Т. 3. № 4(18). С. 445 - 451.
11. Гаращук В.П., Карета Н.Л., Молчан И.В., Моравский В.Э. Структура зоны упрочняющего воздействия светового луча лазера на монокристалл кремнистого железа // Физика и химия обработки материалов. 1973. № 5. С. 113 - 116.
12. Папиров И.И., Авотин С.С., Кривчикова Э.П. Деформация монокристалла бериллия при действии лазерного излучения // Физика и химия обработки материалов. 1973. № 2. С. 147 - 148.
13. Домбровский Ю.М., Бровер А.В. Экспериментальная установка для плазменного поверхностного упрочнения. Ростов н/Д., 1996. Деп. в ВИНИТИ. 1996. 5 с.
14. Горелик С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов. М., 1978.
14 июня 2005 г.
Донской государственный технический университет, г. Ростов-на-Дону
УДК 679.7.053
ВНУТРЕННИЕ СИЛОВЫЕ ФАКТОРЫ В ЭЛЕМЕНТАХ КАНАТА ПРИ СВИВКЕ
© 2005 г. В.А. Рыжиков
Совершенствование технологии канатного производства в большой степени влияет на повышение надежности и долговечности подъемных канатов. Существующие методики расчетов технологических нагрузок не учитывают влияние технологического натяжения на процессе формирования каната при свивке.
Отсутствие современных методик расчета технологического оборудования канатного производства привело к тому, что наметилась тенденция к резкому снижению сроков службы канатов глубоких подъемов. Срок службы канатов на шахтных подъемных установках не превышает 2 - 3 лет, и выбраковка осуществляется
