CC BY
35
ГРНТИ 55.09.29; 55.21.99
А. Т. Канаев1, А. В. Богомолов2, А. А. Канаев3
'д.т.н., профессор, Евразийский национальный университет имени Л. Н. Гумилева, г. Астана, 010008, Республика Казахстан;
2к.т.н., ассоц. профессор, (доцент), Павлодарский государственный университет имени С. Торайгырова, г. Павлодар, 140008, Республика Казахстан; 3к.ф.-м.н., Евразийский национальный университет имени Л. Н. Гумилева, г. Астана, 010008, Республика Казахстан
e-mail: '[email protected]; [email protected]; [email protected]
повышение износостойкости и прочности колесной стали плазменным упрочнением
Проведены металлографические исследования структурно-фазовых состояний, формирующихся в сечении гребня бандажа из конструкционной стали при поверхностном плазменном упрочнении. Показано, что по глубине упрочнения отчетливо наблюдается образование нескольких структурных зон различной микротвердости, свидетельствующих о формировании градиентно-слоистой структуры. Подтверждено, что при сверхбыстрых скоростях нагрева, имеющих место при поверхностной плазменной закалке, фазовые и структурные превращения смещаются в область высоких температур, сильно изменяя кинетику возникновения и роста зародышей новой фазы (аустенита). При этом формируется мелкозернистый аустенит, который превращается в высокодисперсную мартенситную структуру, недостижимую при традиционных способах термической обработки.
Показано, что основным фактором, приводящим к сильному упрочнению поверхностного слоя при плазменной обработке, является формирование в приповерхностной зоне неравновесной метастабильной структуры, переходящей к узкой зоне полной и неполной закалки с неоднородной и искаженной структурой высокодисперсного мартенсита с высоким уровнем внутренних напряжений.
Ключевые слова: колесная сталь, плазменное упрочнение, градиентно-слоистая структура, аморфный слой, микротвердость, износостойкость, прочность.
ВВЕДЕНИЕ
Развитие научно-технического прогресса в различных сферах экономики требует широкого внедрения в промышленность новых эффективных и экономичных технологических процессов упрочнения материалов, основанных на достижениях современной науки и техники [1-5].
Одним из перспективных направлений, существенно расширяющих технологические возможности процесса глубокой переработки металлопродукции путем упрочняющей термической обработки, является использование высококонцентрированных потоков энергии (лазерной, плазменной, электроннолучевой и др.). Однако широкое внедрение большинства известных способов упрочняющей термической обработки высококонцентрированным потоком энергии, а именно, лазерной, электронно-лучевой, катодно-ионной, сдерживается высокой стоимостью и сложностью оборудования, недостаточными его надежностью и производительностью, необходимостью использования
вакуума, специальных помещений с особыми требованиями, потребностью в квалифицированном обслуживании, высокими эксплуатационными расходами.
В отличие от перечисленных выше процессов технология поверхностного плазменного упрочнения металлов лишена указанных выше недостатков, успешно развивается в последние годы и находит все большее применение в различных отраслях промышленности. Практика показывает, что для продления эксплуатационного ресурса тяжело-нагруженных деталей и узлов рациональным по параметрам универсальности, доступности, экологичности и экономической эффективности является поверхностная плазменная закалка. Не изменяя параметров шероховатости поверхности, такая упрочняющая термообработка легко встраивается технологический процесс восстановления деталей, малозатратна, достаточно производительна и позволяет эффективно увеличить их эксплуатационную стойкость [6-9].
ОСНОВНАЯ ЧАСТЬ
Упрочнению подвергалась зона перехода от рабочей поверхности гребня к поверхности катания [10]. Зона упрочнения начинается на расстоянии 2-3 мм от вершины гребня и имеет ширину 25-26 мм.
Макроскопические исследования проводили на поперечном темплете бандажа с высотой гребня 28 мм после травления 25 %-ным водным раствором азотной кислоты. Микроскопические исследования проводили на металлографическом микроскопе «№ор^1» при увеличении х200 на микрошлифах, вырезанных в поперечном направлении из сегмента с условием сохранения упрочненного слоя.
Изучали микроструктуру, глубину, распределение микротвердости по сечению гребня, качество упрочненных поверхностей. Измерение микротвердости упрочненного 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».
Изменение микроструктуры по сечению гребня, упрочненного плазменной закалкой, представлено на рисунке 1.
Рисунок 1 - Микроструктура образца в упрочненной зоне: а) х200; б) х500
Были также проведены исследования по определению химического состава сплава с возбуждением спектра в искре на спектрометре SPECTROLAB фирмы Leica Microsystems и мультифрактальный анализ снимков упрочненной зоны и основы.
Макроструктура закаленного слоя выявляли после травления 25 %-ным водным раствором азотной кислоты. Хорошо выявлен упрочненный слой более и менее равномерной толщины по высоте гребня бандажа. Ширина закаленных зон на гребнях колеблется 25-26 мм, глубина от 1,5 мм до 1,9-2,1 мм. Высота гребня составляла 28 мм.
Видно формирование в поверхностном слое гребня градиентно-слоистой структуры. Поверхностный слой состоит из мартенсита, образованного по сдвиговому механизму а ^ у превращения. Промежуточный слой характеризуется структурой из продуктов а ^ у превращения, протекающего частично по сдвиговому, частично по диффузионному механизму.
Структура сердцевины состоит из продуктов а^у превращения, образованных по диффузионному механизму.
Заметим, что если плазменное упрочнение вести с микрооплавлением поверхности, то при отдельных режимах упрочнения формируется аморфный и наноструктурированный слой с исключительно высокой твердостью [3, 11]. Так, были получены следующее распределение микротвердости по сечению упрочненной зоны гребня: микротвердость аморфного слоя 1590 HV; переходного 820HV и центрального 405HV. Однако такие режимы упрочнения не могут быть рекомендованы для внедрения, поскольку это приведет к сильному изнашиванию головки контртела гребнем сверхвысокой твердости. Поэтому выбраны режимы плазменного упрочнения, при которых в поверхностном слое формируется мелкодисперсная мартенситная структура с микротвердостью 900- 850HV [12, 13].
Из экспериментальных данных, выполненных согласно ГОСТ 9450-2006, следует, что изменение микротвердости по сечению упрочненного слоя происходит в диапазоне от 871 HV02 до 240-245 HV02 со структурой феррит +перлит.
Из экспериментальных данных, приведенных на рисунке 1 (а и б) 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 0,61-0,62 %. При резком охлаждении происходит ее превращение в игольчатый мартенсит с дисперсностью 5-15 мкм. За ней следует зона превращения аустенита в троосто-мартенсит. В микроструктуре этих слоев наблюдается присутствие небольшого количества остаточного аустенита, количество которого колеблется и зависит от глубины закаленного слоя.
Далее следует слой троостита, где микротвердость снижается и зависит от объемного содержания присутствующих фаз, затем в структуре появляется сорбит. Область расположения появляющегося сорбита определяется центральными участками бывших аустенитных зерен, характеризуется меньшей дисперсностью ферритых и цементитных составляющих в них по сравнению с трооститом и
обладает меньшей микротвердостью. Микротвердость в этой области также зависит от объемного количества присутствующих фаз.
Далее, по мере углубления внутрь образца, на стыке границ бывших аустенитных зерен появляется феррит и его количество постепенно возрастает. Структура остается феррито-сорбитной и затем плавно переходит в феррито-перлитную. Суммарная микротвердость снижается до исходной. Исходная структура представляет собой смесь ферритных и перлитных зерен с объемной долей каждой фазы соответственно 20-80 %.
При сверхбыстрых скоростях нагрева, имеющих место при плазменной закалке, фазовые превращения смещаются в область высоких температур, и это обстоятельство сильно влияет на кинетику возникновения и роста зародышей новой фазы.
Соотношение между скоростью зарождения и скоростью их роста меняется, по мере повышения температуры процесс зарождения зерен новой фазы (аустенита) происходит быстрее, чем ускорение их роста, наблюдается все большее количественное опережение скорости зарождения над скоростью роста. Это приводит к тому, что по мере смещения а ^ у превращения в область высоких температур все большую роль играет процесс зарождения, а процесс же роста зародышей в значительной степени подавляется. В итоге формируется мелкозернистый аустенит, который превращается в высокодисперсный «бесструктурный» мартенсит [14].
В принципе, регулируя количество введенной энергии можно создать таких условий протекания а ^ у превращения, когда единственной возможностью перехода исходных фаз оказывается процесс зарождения. Таким образом, открывается возможность получения сверхмелкого аустенита, когда размеры зерен окажутся соизмеримыми с критическими размерами при температуре, достигаемой в процессе скоростного нагрева. Это обстоятельство используется в целях улучшения свойств стали после поверхностной плазменной закалки.
При сверхбыстром нагреве отсутствует выдержка, необходимая для протекания а ^ у превращения, растворения карбидов с последующим перераспределением углерода и легирующих элементов. Образующийся аустенит имеет различную концентрацию растворенных атомов углерода и легирующих элементов в отличие от гомогенного распределения, как это имеет место при медленном печном нагреве [15].
Кроме того, особенности упрочнения сплавов при быстром нагреве и охлаждении связаны с тем, что а ^ у превращение в них протекает в неравновесных условиях в отличие от традиционных методов термического упрочнения, использующих медленный нагрев, либо изотермическую выдержку для достижения температуры закалки. Это приводит к тому, что структурные и фазовые составляющие стали после плазменной обработки (аустенит, мартенсит, троостит, сорбит) формируются в условиях, далеких от равновесного состояния и характеризуются повышенной дисперсностью и более высоким уровнем внутренних (фазовых и структурных) напряжений второго рода, а также ярко
выраженной химической микронеоднородностью, т.е. конечные структуры поверхностного слоя стали неоднородны по химическому составу
Для экспериментальной проверки этих утверждений были проведены специальные исследования по определению химического состава сплава с возбуждением спектра в искре на искровом спектрометре SPECTROLAB фирмы Leica Microsystems. Данные химического анализа по глубине плазменного упрочнения и не упрочненной зон подтверждают химическую микронеоднородность структурных и фазовых составляющих исследованной стали.
Из данных химического анализа следует, что содержание углерода по глубине упрочненной зоны колеблется от 0,002 до 0,06 % (ат.). Такую же микронеоднородность по глубине закаленной зоны имеют и другие постоянные примеси стали (Si, Mn, V и др.).
При скоростях нагрева (103-105 К/с) и кратковременности воздействия (10-4-10-2 с) на металл, характерных для плазменной обработки, процессы, связанные с гомогенизацией жидких и твердых растворов, не успевают завершиться в объеме отдельных зерен и это, как отмечалось, способствует созданию неравновесных метастабильных структур высокой твердости с хорошим сопротивлением износу и микросхватыванию в процессе трения.
Неоднородность и искаженность структурных и фазовых составляющих стали подтверждаются результатами мультифрактального анализа снимков упрочненной зоны и основы (таблица 1).
Таблица 1 - Результаты мультифрактального анализа снимков поверхности
Мультифрактальные параметры Упрочненный слой Переходный слой Основа
Удельная энтропия, Sуд 0,05 0,05 0,05
Упорядоченность, А 0,143 0,082 0,115
Фрактальная размерность, Э0 1,991 1,993 1,993
Однородность, R2 0,922 0,986 0,936
Плотность фрактальной структуры 1,391 1,368 1,349
Из таблицы 1 следует, что основа - достаточно упорядоченная неоднородная структура, возникшая, видимо, в результате предварительной закалки стали. Переходной слой - область хаоса, имеющая наиболее неупорядоченную и однородную структуру. Упрочненный слой - возросший параметр плотности фрактальных структур свидетельствует об образовании мультифрактальной структуры, характеризующейся неоднородностью и упорядоченностью. Поскольку фрактальная размерность D0=2, структура представляет собой плотноупакованные кластеры с фрактальными границами [11].
ВЫВОДЫ
Проведены металлографические исследования структурно-фазовых состояний, формирующихся в сечении гребня бандажа при поверхностном
плазменном упрочнении. Показано, что по глубине упрочнения отчетливо наблюдается образование нескольких структурных зон различной микротвердости, свидетельствующие создание градиентно-слоистой структуры. Для повышения трещиностойкости стали наиболее рациональной является градиентно-слоистая структура, при которой распространение возникшей трещины затрудняется, поскольку она должна каждый раз зарождаться вновь, переходя от одного слоя к другому.
2 Показано, что в поверхностном слое формируется мелкодисперсная мартенситная структура, на глубине 0,30-1,00 мм от поверхности троосто-мартенситная структура, образованная по сдвигому и диффузионному механизмам а ^ у превращения, затем трооститная и сорбитная структуры, далее следует структура основного металла с феррито-перлитной составляющей в соотношении 20/80. Общая глубина зоны плазменного воздействия доходит до 1,9-2,0 мм.
3 Подтверждено, что при сверхбыстрых скоростях нагрева, имеющих место при поверхностной плазменной закалке, фазовые и структурные превращения смещаются в область высоких температур, сильно изменяя кинетику возникновения и роста зародышей новой фазы. При этом все большую роль играет процесс зарождения, а процесс роста зародышей в значительной степени подавляется. В итоге формируется мелкозернистый аустенит (балл зерна 14, dср=22 мкм по ГОСТ 5639), который превращается в высокодисперсную мартенситную структуру, недостижимую при традиционных способах термической обработки.
4 Для продления эксплуатационного ресурса быстроизнашивающихся деталей рациональным по параметрам универсальности, доступности, экологичности и экономической эффективности является способ поверхностной термической обработки плазменной дугой. Не изменяя параметров в шероховатости поверхности, такая термообработка легко встраивается технологический процесс восстановления деталей, малозатратна, достаточно производительна и позволяет эффективно увеличить их эксплуатационную стойкость.
СПИСОК ИСПОЛЬЗОВАННЫХ ИСТОЧНИКОВ
1 Новачук, Я. В., Тепляков, А. Н., Григоренко, В. Г. Стратегия повышения ресурса тяжелонагруженных деталей из углеродистых сталей. // Материалы научно-практической конференции «Колесо-рельс 2003». - М. : Изд-во ВНИИЖД, 2003. - С. 164-167.
2 Нечаев, В. П., Рязанцев, А. А. Исследование, разработка, обоснование возможностей повышения надежности работы крупномодульных шестерен путем плазменного упрочнения их поверхностей. Прогрессивные технологии и системы машиностроения. // Вестник КТУ. - Вып. 1, 2 (43). - 2012. - С. 227-232.
3 Коротков, В. А., Ананьев, С. П., Шур, В. В. Наноструктурирование стали плазменной дугой. Технология машиностроения. - 2011. - № 4. - С. 5-7.
4 Кидин, И. Н. Физические основы электротермической обработки металлов и сплавов. - М. : Металлургия, 1969. - 376 с.
5 Повышение работоспособности деталей рабочих органов сельскохозяйственных машин. / Под ред. И. Н. Шило. - Минск: БГАТУ, 2010. - 320 с.
6 Поверхностное плазменное упрочнение тяжелонагруженных деталей из углеродистых сталей. // Материалы 14-ой Международной научно-практической конференции «Технологии упрочнения, нанесение покрытий и ремонта : теория и практика. Ч. 2. - СПб., 2012. - С. 338-343.
7 Kanayev, A., Sarsembayeva, T., Bogomolov, A. Overall hardening of solid-rolled wagon wheels by volume quenching and surface plasma processing/ Solid State Phenomena. - 2017. - Т. 265 SSP. - С. 706-711.
8 Канаев, А. Т., Кусаинова, К. Т., Богомолов, А. В. Исследование структурообразования в гребнях колесных пар, упрочненных плазменной закалкой // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 2012. -№ 12. - С. 48-51.
9 Kanaev, A. T., Sarsembaeva, T. E., Bogomolov, A. V. Improving the wear resistance of wheel-pair rims by plasma quenching // Steel in Translation. - 2012. -Т. 42. - № 6. - С. 544-547.
10 ГОСТ 10791-2011. Колеса цельнокатаные, технические условия. - Введен в действие 2012-01-01. - М. : Стандартинформ, 2011. - 27 с.
11 Иванова, В. С., Баланкин, А. С., Бунин, И. Ж., Оксогоев, А. А. Синергетика и фракталы в материаловедении. - М. : Наука, 1994. - 585 с.
12 Харрис, У. Дж. Обобщения передового опыта тяжеловесного движения: вопросы взаимодействия колеса и рельса: пер. с англ. / У. Дж. Харрис, С. М. Захаров, Дж. Ландгрен [и др.]. - М. : Интекст, 2002. - 408 с.
13 Kushnarev, A. A. Introduction of wheel production on a new pressing and rolling line / A. V. Kushnarev, A. A. Kirichkov, V. D. Shestak [etc.] // Steel in Translation. - 2010. - T. 40. - № 12. - Р. 1098-1100.
14 Богатов, А. А. Механические свойства и модели разрушения металла // Екатеринбург : УГТУ-УПИ, 2002. - 329 с.
15 Новиков И. И. Теория термической обработки металлов. - М. : Металлургия, 1986. - 479 с.
Материал поступил в редакцию 15.05.18. А. Т. Канаев1, А. В. Богомолов2, А. А. Канаев3
Плазмалык орныккан доцгалакты болаттыц бер1кт1г1 мен тозуга те1мдш1г1н арттыру
1,3Л. Н. Гумилев атындаFы Еуразия улттьщ университет^ Астана к., 010008, Казахстан Республикасы;
2С. ТораЙFыров атындаFы Павлодар мемлекетлк университет^ Павлодар к., 140008, Казахстан Республикасы.
Материал баспаFа 15.05.18 тYстi.
A. T. Kanayev1, A. V. Bogomolov2, A. A. Kanayev3
Increase of wear resistance and strength of wheel steel by plasma hardening
1,3L. N. Gumilyov Eurasian National University, Astana, 010008, Republic of Kazakhstan; 2S. Toraighyrov Pavlodar State University, Pavlodar, 140008, Republic of Kazakhstan.
Material received on 15.05.18.
Бетк плазмадагы 6epiKmeHdipy кезтде цурылымдыц болаттан жасалган жоттыц учаскестде цалыптасцан цурылымдыц-фазалыц куйлердщ металографиялыц зерттеулерi жYргiзiлдi. ЭртYрлi микроагзалыцтардыц цурылымдыц аймацтарыныц цалыптасуы цабатталган терецджте байцалады, бул цабатталган цурылымды цалыптастыруды куэландырады. Жер Ycmi плазма ceHdipy кезтде пайда болган ультрафаттылыц цызу жылдамдыцтарында фазалыц жэне цурылымдыц взгерютердщ жогары температурага ауысуы, ядроныц кинетикасы мен жаца фазаныц (аустенит) всуШц айтарлыцтай взгеруi расталды.
Плазмадагы вцдеу кезтде бетю цабаттыц бержтшн кушейтуге экелетт негiзгi фактор — жацын жердегi зонада метастабильдi цурылымныц цалыптасуы, ол Шт кернеулердщ жогары децгешмен дисперсиялыц мартенситаныц бiркелкi жэне бурмаланган цурылымымен толыц жэне толыц емес свндiрудiц тар аймагына экелеттт кврсеттi.
Metallographic studies of structural-phase states formed in the section of the ridge of the structural steel band during surface plasma hardening are carried out. It is shown that the formation of several structural zones of different microhardness is distinctly observed in the depth of hardening, which attest to the formation of a graded-layered structure. It has been confirmed that at ultrafast heating rates that occur during surface plasma quenching, phase and structural transformations are shifted to high temperatures, greatly changing the kinetics of nucleation and growth of the new phase (austenite).
It is shown that the main factor leading to strong hardening of the surface layer during plasma treatment is the formation of a nonequilibrium metastable structure in the near-surface zone, which leads to a narrow zone of complete and incomplete quenching with an inhomogeneous and distorted structure of highly disperse martensite with a high level of internal stresses.
