CC BY
43
Серiя: Техшчш науки ISSN 2225-6733
МАШИНОБУДУВАННЯ ТА МЕТАЛООБРОБКА
УДК 621.791.92
© Самотугин С.С.1, Гагарин В.А.2, Мазур В.А.3, Нестеров О.Ю.4
МЕТАЛЛОГРАФИЧЕСКИЕ ИССЛЕДОВАНИЯ УПРОЧНЕННЫХ СЛОЕВ ПОСЛЕ ПОВЕРХНОСТНОЙ ОБРАБОТКИ ВЫСОКОКОНЦЕНТРИРОВАННОЙ ПЛАЗМЕННОЙ СТРУЕЙ
Исследовалось микроструктура углеродистых и легированных сталей с различным содержанием углерода до и после градиентного упрочнения высококонцентрированной плазменной струей. Показано, что получаемая после поверхностной закалки структура имеет значительно меньшие размеры зерен по сравнению с объемной закалкой.
Ключевые слова: плазменная закалка, микроструктура, градиентный слой, размер зерна, мартенсит, микротвердость.
Самотугин С.С., Гагарин В.А., Мазур В.А., Нестеров О.Ю. Металограф1чт досл1-дження змщнених шар1в тсля поверхневог обробки висококонцентрованим плаз-мовим струменем. Досл1джувалась мтроструктура вуглецевих i легованих сталей з р!зним вмiстом вуглецю до i тсля градieнтного змщнення висококонцентрованим плазмовим струменем. Показано, що отримуеться тсля поверхневого гарту структура мае значно меншiрозмiри зерен у порiвняннi з об'емним загартуванням. Ключов1 слова: плазмовий гарт, мтроструктура, градiентний шар, розмiр зерна, мартенсит, мiкротвердiсть.
S.S. Samotugin, V.A. Haharin, V.A. Mazur, O. Yu. Nesterov. Metallographic examination of hardened layers after surface treatments by highly concentrated plasma jet. The
microstructure of carbon and alloy steels with various carbon contents before and after the gradient hardening by means of highly concentrated plasma jet have been investigated. It is shown that the resulting structure after the surface hardening has a substantially smaller grain size as compared to the bulk hardening. The steels with different carbon content, that is hypoeutectic steels 45 and 50HN, eutectic steels - M76, U8, hypereu-tectoid steels - 90HF, U10 have been researched. Processing was carried out under the optimal conditions to ensure the highest hardness of the surface without melting. Metal-graphical studies were carried out using optical and scanning electron microscopes. High-dispersed martensite is the main structural component for hypoeutectic steels. Despite the fact that the heating temperature and the cooling rate in different parts of the plasma exposure zone differ greatly, the structure of the tempered zone is uniform by both the degree of dispersion and by the values of hardness. Plasma treatment of eutectic steels results in fine-grained structure of martensite of mainly lamellar morphology. High-dispersed martensite with microparticles of secondary carbides is characteristic of the hardened zones for hypereutectic steels. But austenite grains do not grow at heating as it usually happens in bulk hardening. The structure of the transition zone corresponds to part-hardened steels. So excess ferrite as well as martensite retains in hypoeutectic steels while excess cementite retains in hypereutectic steels. Eutectic steels are free from the intercritical interval, and the transition zone does not practically develop, there being a very sharp boundary between the zone of full hardening and the parent metal. Due to
1 д-р техн. наук, профессор, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь
2 ассистент, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь
3 канд. техн. наук, доцент, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь
4 канд. техн. наук, доцент, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь
Серiя: TexHÏ4HÏ науки ISSN 2225-6733
this structure of the plasma hardening zone of the surface layer there arises 3,5...4,5-fold increase in the hardness of the steel as compared with the normalized condition. This is due to the increase in the degree of saturation of the solid solution with alloying elements and carbon, and size-reduction of the hardened structure.
Keywords: plasma hardening, microstructure, gradient layer, grain size, martensite, micro-hardness.
Постановка проблемы. Применение плазменного поверхностного упрочнения для повышения комплекса свойств поверхностного слоя упрочняемых деталей требует всестороннего изучения изменений, происходящих в структуре металла, подвергающегося скоростному нагреву и охлаждению.
Анализ последних исследований и публикаций. Сущность способа плазменного поверхностного упрочнения сталей заключается в локальном высококонцентрированном нагреве струей дуговой плазмы, быстром естественном охлаждении материала за счет теплопроводности и протекании при этом процесса закалки в поверхностном слое [1].
Для получения мартенсита в сплавах железа с углеродом в температурном интервале минимальной устойчивости аустенита скорость охлаждения должна превышать критическую, которая для большинства сталей находится в интервале 50...200°С/с. Основной отличительной особенностью плазменной поверхностной закалки является достижение очень высоких значений скорости нагрева и охлаждения - 104..106°С/с. Многократное увеличение скорости охлаждения не приводит к образованию новых фаз и структур - при плазменной закалке в стали имеются те же фазы и структуры, что и при обычной закалке: мартенсит, остаточный аустенит, карбиды [2]. Однако существенно изменяются их параметры: увеличивается степень дисперсности, плотность дислокаций, период кристаллической решетки и степень тетрагональности мартенсита. Это обусловливает получение более высокой степени упрочнения (более высокой твердости), чем при объемной закалке [3, 4].
Цель статьи. Изучение влияния плазменной поверхностной обработки высококонцентрированной плазменной струей на микроструктуру, размер зерна, микротвердость сталей с различным содержанием углерода.
Изложение основного материала. Особенности фазовых и структурных превращений при плазменной закалке исследованы для широкого круга конструкционных и низколегированных сталей с различным содержанием углерода и легирующих элементов: сталь 45, 50ХН, М76 (рельсовая сталь с 0,75% С и 0,98% Мп), У8, 90ХФ, У10. Исходное состояние исследованных сталей -состояние поставки (нормализация). Оптимальные режимы плазменного упрочнения образцов, обеспечивающие наиболее высокую твердость без оплавления поверхности, выбирались расчетным путем с последующей экспериментальной отработкой. На микрошлифах, приготовленных в сечении, перпендикулярном направлению обработки, выполнялись замеры твердости по Виккер-су и металлографические исследования на оптических микроскопах МИМ-8м, «Neophot-21» и растровом электронном микроскопе: РЭМ-100У. Для сравнения образцы исследованных сталей подвергались также объемной закалке в печи по оптимальным для каждой марки режимам [3]. В таблице приведены режимы упрочнения сталей и полученные значения твердости.
Таблица
Режимы упрочнения и твердость сталей
Марка стали Режим объемной закалки Твердость HV
Тз,°С Охлаждающая среда В исходном состоянии После объемной закалки После плазменной обработки
45 850 вода 165-180 620-635 805-815
50ХН 850 масло 195-210 665-680 840-855
У8 800 масло 205-220 740-755 865-885
М76 800 вода 220-235 720-740 870-885
90ХФ 850 масло 235-260 750-765 880-900
У10 800 масло 205-225 715-735 870-885
Серiя: Технiчнi науки ISSN 2225-6733
В результате единичного воздействия (прохода) плазменной струи на поверхности стали образуется упрочненная зона (т. н. зона плазменного воздействия - ЗПВ), которая состоит из закаленной и переходной зон. При упрочнении с оплавлением в верхней части ЗПВ образуется оплавленная зона - зона закалки из жидкого состояния. ЗПВ имеет форму сегмента окружности (рис. 1), что вызвано нормальным (гауссовским) распределением мощности плазменной струи по площади пятна нагрева. Размеры ЗПВ и ее составляющих и характер изменения твердости в ЗПВ зависят, кроме режима обработки, от состава стали и исходного состояния.
Рис. 1 - Макроструктура упрочненной зоны на стали 45, х15
При обработке без оплавления поверхности глубина ЗПВ составляет 2,5...3,5 мм, ширина - в пределах 10...15 мм; при обработке с оплавлением размеры ЗПВ могут быть увеличены за счет появления поверхностной оплавленной зоны (рис. 1) и увеличения размеров зоны закалки в твердом состоянии. При этом размеры переходной зоны практически не изменяются. При обработке с оплавлением глубина ЗПВ может достигать 5...6 мм и более в зависимости от степени оплавления, а ширина, соответственно, - до 20 мм.
Поскольку для деталей оборудования важным условием является сохранение исходного качества поверхности, то в настоящей работе вариант упрочнения поверхности с оплавлением поверхности не рассматривался.
Микроструктура исследованных доэвтектоидных сталей представлена на рис. 2. В исходном состоянии стали 45 и 50ХН имеют структуру пластинчатый перлит + феррит в виде сплошной или разорванной сетки (рис. 2, а, в). После объемной закалки все стали имеют структуру мартенсита преимущественно игольчатой (пластинчатой) морфологии. Основной структурной составляющей зоны плазменной закалки также является мартенсит. Независимо от состава и исходного состояния сталей он характеризуется очень высокой степенью дисперсности (т. н. бесструктурный мартенсит) (рис. 2, б, г) [3].
Температура нагрева и скорость охлаждения в разных точках ЗПВ существенно отличаются. Однако, несмотря на это, структура закаленной зоны однородна как по степени дисперсности, так и по значениям твердости.
При плазменном нагреве доэвтектоидной стали выше температуры Ас1 одновременно идут два процесса: превращение перлита в аустенит и превращение избыточного феррита в ау-стенит. Образование аустенита начинается в перлитных участках путем растворения цементита. Превращение избыточного феррита в аустенит начинается с образования зародышей аусте-нита на межфазной границе Физб-П. В нижней части ЗПВ это превращение не идет до конца и в структуре (в т. н. переходной зоне) сохраняется избыточный феррит - в виде сетки в сталях 45 и 50ХН (рис. 3, а, б).
В структуре углеродистых сталей эвтектоидного состава избыточные фазы (феррит, цементит) отсутствуют, поэтому при скоростном плазменном нагреве основным является превращение зернистого или пластинчатого перлита в аустенит. Достигаемый уровень эксплуатационных свойств упрочненных сталей при этом определяется полнотой и кинетикой П^-А-
Серiя: Технiчнi науки ISSN 2225-6733
превращения. В исходном состоянии эвтектоидная рельсовая сталь М76 имеет структуру пластинчатого перлита (рис. 4, а), а стали У8 и 90ХФ - преимущественно зернистого перлита с отдельными крупными зернами пластинчатого перлита (рис. 4, в, д). После объемной закалки от стандартных температур стали приобретают достаточно высокую твердость и структуру крупноигольчатого (сталь 90ХФ - пластинчатого) мартенсита.
в) г)
Рис. 2 - Микроструктура доэвтектоидных сталей: а, б - сталь 45; в, г - сталь 50ХН; а, в - в исходном состоянии; в, г - после плазменного упрочнения; а, б - х400 (растровый электронный микроскоп), в - х320, г - х600
Плазменная закалка эвтектоидных сталей приводит к получению структуры высокодисперсного мартенсита преимущественно пластинчатой морфологии (рис. 4, б, г, е) и более высокой твердости по сравнению с объемной закалкой (табл.) [1].
В1СНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХШЧНОГО УН1ВЕРСИТЕТУ 2017р. Серiя: Техшчш науки Вип. 34
ISSN 2225-6733
а) б)
в) г)
Рис. 3 - Микроструктура переходной зоны при плазменной закалке сталей: а -сталь 45, б - сталь 50ХН, в - сталь М76, г - сталь 90ХФ; а - х200; б - х400, в -х320, г - х600
Скоростной плазменный нагрев высокоуглеродистых сталей до температур, близких к Тпл, вызывает более интенсивное, чем при объемной закалке, растворение первичных карбидов и дополнительное легирование твердого раствора углеродом и легирующими элементами. Нагрев до очень высокой температуры при крайне малой длительности выдержки (по расчетным оценкам порядка 0,1...0,01 с) не вызывает роста зерна аустенита (как при объемной закалке с перегревом) - структура закаленной зоны имеет высокую степень дисперсности и однородна по всему объему ЗПВ - вплоть до границы с исходным металлом (рис. 3). Границы аустенитных зерен в структуре закаленной зоны металлографически не выявляются (рис. 4, б, г, е).
Большой практический интерес представляет плазменная обработка углеродистых и инструментальных сталей заэвтектоидного состава. Исследованная сталь У10 в нормализованном состоянии имеет структуру мелкопластинчатого перлита с разорванной сеткой и отдельными крупными частицами цементита (рис. 5, а). Для таких сталей оптимальной считается закалка с
Серiя: Технiчнi науки ISSN 2225-6733
нагревом до температур межкритического интервала - на 50...70°С выше Ас [2]. В результате закаленная сталь имеет структуру мартенсит+цементит и достаточно высокую твердость (табл.). Нагрев до более высоких температур (выше АсО приводит к более полному растворению цементита, росту зерна и увеличению содержания остаточного аустенита, что не способствует повышению твердости и резко увеличивает хрупкость.
г) д) е)
Рис. 4 - Микроструктура углеродистых и инструментальных сталей эвтектоидного состава: а, б - М76; в, г - У8; д, е - 90ХФ; а, в, д - в исходном состоянии; б, г, е -после плазменного упрочнения; а, б - х1000, д, е - х500
При скоростном плазменном нагреве заэвтектоидной стали У10 до температуры Ас1 и выше одновременно идут два процесса: превращение П^А, аналогично эвтектоидной стали, и растворение избыточного цементита, которое начинается на его границе с перлитным ферритом. Это, в свою очередь, может приводить к некоторому ускорению превращения П^А. После завершения превращения П^А и выравнивания концентрации углерода по бывшему перлитному зерну процесс растворения избыточного цементита ускоряется [4]. Увеличение температуры плазменного нагрева вплоть до Тпл приводит к практически полному растворению избыточного цементита (отдельные фрагменты нерастворившихся цементитных частиц сохраняются лишь в нижних слоях ЗПВ - вблизи исходного металла, рис. 5, б). В отсутствие цементит-ных частиц рост зерна аустенита при перегреве не происходит - структура зоны плазменной
Серiя: Технiчнi науки ISSN 2225-6733
закалки характеризуется высокой степенью дисперсности (рис. 5, б). Дополнительное упрочнение достигается за счет частичного распада (самоотпуска) мартенсита и выделения субмикроскопических частиц вторичных карбидов, равномерно распределенных в мартенситной матрице. Твердость стали У10 после плазменной закалки значительно выше, чем при объемной закалке (табл.). В целом, можно сделать вывод, что плазменная обработка заэвтектоидных сталей с пластинчатым или зернистым избыточным цементитом по кинетике фазовых и структурных превращений и достигаемым свойствам аналогична обработке сталей эвтектоидного состава.
Рис. 5 - Микроструктура стали У10: а - в исходном состоянии, б - после плазменной закалки; а - х600, б - х320 (ОМ)
Важное влияние на работоспособность упрочненных изделий в ряде случаев может оказать структура и свойства переходной зоны. В общем случае в качестве нее следует считать объем металла, нагреваемый в процессе плазменной обработки до температур межкритического интервала Ась..Ас3 или Ас1...Аст. Структура переходной зоны соответствует неполной закалке сталей (из межкритического интервала): в доэвтектоидных сталях наряду с мартенситом сохраняется избыточный феррит (рис. 3, а, б), а в заэвтектоидных сталях - избыточный цементит. Для сталей эвтектоидного состава межкритический интервал отсутствует и переходная зона практически не образуется - между зоной полной закалки и исходным металлом наблюдается очень резкая граница (рис. 3, в, г).
Таким образом, металлографические исследования углеродистых и низколегированных инструментальных сталей с содержанием углерода 0,4... 1,0% показали, что плазменная поверхностная обработка является высокоэффективным методом термического упрочнения. В результате нее достигается 3,5...4,5-кратное повышение твердости сталей по сравнению с нормализованным состоянием и на 100...150 НУ по сравнению с объемной закалкой в печи. Это связано с изменением целого ряда структурных и субструктурных характеристик - увеличением степени насыщенности твердого раствора углеродом и легирующими элементами; выделением субмикроскопических частиц вторичных карбидов, равномерно распределенных в мартенситной матрице. Но наиболее значимое влияние на дополнительное повышение твердости сталей при плазменной закалке оказывает измельчение закаленной структуры. Следовательно, плазменная поверхностная закалка может быть рекомендована взамен объемной закалки для изделий из углеродистых и низколегированных инструментальных сталей, глубина допустимого износа которых в процессе эксплуатации не превышает глубины упрочненного слоя [1].
а)
б)
Серiя: Техшчш науки ISSN 2225-6733
Выводы
Проведенные металлографические исследования показывают, что обработка поверхности сталей высококонцентрированной плазменной струей является одним из наиболее эффективных методов поверхностного упрочнения, позволяющим получить в поверхностных слоях мелкодисперсную структуру с повышенными служебными характеристиками.
Изучена структура углеродистых сталей с различным содержанием углерода. Исследовано распределение микротвердости по ширине упрочненной зоны и при их пересечении.
Список использованных источников:
1. Григорьянц А.Г. Методы поверхностной лазерной обработки / А.Г. Григорьянц, А.Н. Сафонов. - М. : Высшая школа, 1987. - 191 с.
2. Гуляев А.П. Металловедение / А.П. Гуляев. - М. : Металлургия, 1986. - 544 с.
3. Самотугин С.С. Плазменное упрочнение инструментальных материалов / С.С. Самотугин, Л.К. Лещинский. - Донецк : Новый мир, 2002. - 338 с.
4. Самотугин С.С. Структура и характер разрушения сварных соединений, наплавленных и упрочненных материалов // С.С. Самотугин, Л.К. Лещинский, Н.Х. Соляник. - Мариуполь : ПГТУ, 1996. - 179 с.
References:
1. Grigoryanc A.G. Metodypoverkhnostnoi lazernoi obrabotki [Methods of surface laser treatment]. Мoscow, Vicshaya shkola Publ., 1987. 191p. (Rus.)
2. Gulyaev A.P.Metallovedenie [Physical metallurgy]. Мoscow, Ме1аПш^ш Publ., 1986. 544 p. (Rus.)
3. Samotugin S.S. Plazmennoe uprochnenie instrumentalnykh materialov [Plasma hardening of tool materials]. Donetsk, Noviy mir Publ., 2002. 338 p. (Rus.)
4. Samotugin S.S. Struktura i kharakter razrusheniia svarnikh soedinenii, naplavlennykh i uprochnionnikh materiallov [The structure and nature of the destruction of the welded joints, weld and hardened materials]. Mariupol, PGTU Publ., 1996. 179 p. (Rus.)
Рецензент: В.В. Суглобов
д-р техн. наук, проф., ГВУЗ «ПГТУ»
Статья поступила 01.02.2017
УДК 621.658.012.531
© Самотугин С.С.1, Христенко О.А.2
ПЛАЗМЕННОЕ МОДИФИЦИРОВАНИЕ РЕЗЬБОНАРЕЗНОГО
ИНСТРУМЕНТА
Представлена комплексная модель процесса упрочнения резьбонарезного плоского инструмента при высокоскоростном плазменном нагреве, включающая математическое описание процесса нагрева. Показан характер распространения тепла в зоне термического влияния, а также приведены зависимости для определения температуры в произвольной точке тела, что позволяет максимально приблизить результаты моделирования к реальным физическим характеристикам процесса. Предложена реализация модели при помощи компьютерного моделирования, базирующейся на использовании метода конечных элементов.
Ключевые слова: плазма, упрочнение, источник нагрева, модель, инструмент, клин.
1 д-р техн. наук, профессор, ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь
2 мл. науч. сотр., ГВУЗ «Приазовский государственный технический университет», г. Мариуполь, khrystenko. olga@gmail. com
