CC BY
26
В1СНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХН1ЧНОГО УН1ВЕРСИТЕТУ
2004р.
Вип.14
МАШИНОБУДУВАННЯ
УДК 621.791.755:621.387.14
Самотугин С.С.1, Шеремета О.М.2.
РАСПРЕДЕЛЕНИЕ ЛЕГИРУЮЩИХ ЭЛЕМЕНТОВ ПРИ КОМПЛЕКСНОМ ПЛАЗМЕННОМ УПРОЧНЕНИИ СТАЛИ Р6М5
Представлены результаты проведения послойного исследования фазовых и структурных превращений, определяющих эксплуатационные свойства инструментальной стали.
Одним из эффективных методов упрочнения металлообрабатывающего инструмента является поверхностная обработка высококонцентрированными источниками нагрева (ВКИН), в частности, плазменной струей. В условиях сверхскоростного теплового воздействия нагрев стали можно осуществлять практически до любой температуры, управляя при этом растворением карбидов и, соответственно, создавая на поверхности высокотемпературные состояния с различной концентрацией легирующих элементов, а последующее охлаждение проводить с подавлением диффузионных процессов перераспределения элементов, формируя за счет этого слоистую структуру зоны плазменного воздействия.
Влияние скоростного нагрева на механизмы, фазовых превращений и параметры структуры при обработке ВКИН углеродистых сталей достаточно глубоко изучены в работах [1, 2]. Результаты исследований слоистой структуры упрочненной зоны на быстрорежущих сталях при обработке плазменной струей в литературе отсутствуют.
Ставилась цель исследовать структурные превращения и распределение карбидной фазы и легирующих элементов по глубине обработанной зоны при комплексном объемно-поверхностном упрочнении.
В настоящей работе исследовали образцы из быстрорежущей стали Р6М5 после комплексного упрочнения, включающего объемную термическую обработку и локальное плазменное упрочнение без оплавления поверхности. Обработку образцов проводили плазмотроном косвенного действия с секционированной межэлектродной вставкой. Полная тепловая мощность плазменной струи составляла 27 кВт, линейная скорость перемещения плазмотрона 25 м/ч. Режимы комплексного упрочнения были выбраны с учетом ранее выполненных исследований и рекомендаций [3, 4].
Металлографические исследования выполнялись на микроскопе "Неофот - 32". Измерение микротвердости проводили на микротвердомере М - 400 фирмы "ЬЕСО" при нагрузке 50г. Микроструктурные исследования образцов и поэлементный анализ состава слоев упрочненной зоны изучались на растровом электронном микроскопе ^М - 840 фирмы '7ЕОЬ" в режиме вторичных электронов при ускоряющем напряжении 20кВ и токе электронного пучка Ю~10 -- 10~7А. Рентгеноструктурный анализ был выполнен на дифрактометре ДРОН-3 в железном Ка-излучении.
При обработке стали Р6М5 плазменной струей формируется область высокоскоростного нагрева, состоящая из зоны термического воздействия (ЗТВ), переходной зоны (ПрЗ) и зоны без изменения (ЗБИ).
Тепловой поток, поступающий на поверхность обрабатываемой детали от ВКИН, осесим-метричен и распределен по пятну нагрева в соответствии с законом Гаусса [5]. Распределение температуры от быстродвижущегося источника нагрева по сечению металла будет соответствовать схеме приведенной на рис. 1.
1 ГТГТУ, д-р техн. наук, проф.
2 ГТГТУ, аспирант
Рис.1 - Характер изменения температуры при действии точечного быстро-движущегося источника нагрева.
I, отн.ед.
20,град.
20, град.
В результате неравномерного распределения тепла по глубине упрочненной зоны во время скоростного нагрева происходит неравномерное растворение карбидов и, соответственно, неравномерное насыщение твердого раствора легирующими элементами, что приводит к формированию в закаленной и переходной зонах структурных слоев с различной степенью легирования. Соседние слои в зоне термического воздействия различаются только максимальной температурой нагрева и временем нахождения слоя выше некоторой фиксированной температуры, а скорости их нагрева и охлаждения практически совпадают. Основные особенности превращения при плазмен ной обработке исходных состояний связаны со стадией нагрева, а быстрое охлаждение лишь фиксирует структуру.
Из ранее проведенных исследований было установлено, что в структуре стали Р6М5 после полной объемной термообработки (закалка при 1220°С и последующий трехкратный отпуск от 550°С по 1ч.) можно выделить мартенсит, аустенит и карбиды. Достигаемый при этом уровень свойств считается базовым. Плазменное упрочнение стали Р6М5 в отожженном состоянии, не обеспечивает достижения базового уровня по твердости и красностойкости, что объясняется ограниченностью во времени температурного воздействия, незавершенностью процессов распада и насыщения твердого раствора легирующими элементами [6]. Увеличение твердости возможно только при плазменной обработке предварительно закаленной стали как с промежуточным отпуском, так и без него, поскольку в этом случае происходит полная фазовая перекристаллизация и повторная скоростная закалка.
На рис.2 приведены фрагменты рентгенограмм стали Р6М5 после плазменной обработки предварительно закаленной и отпущенной стали, свидетельствующие о протекании повторной аустенизации с растворением исходных карбидов в процессе плазменного нагрева и последующем образовании мартенсита закалки. В результате плазменной обработки в зоне термического воздействия наблюдается некоторое снижение интенсивности линий твердого раствора и линий карбидной фазы.
20,град.
Рис.2 - Фрагменты дифрактограмм упрочненной стали Р6М5 после стандартной закалки с отпуском: а - закаленная зона; б - переходная зона; в - исходный металл
Количество статочного аустенита в поверхностных слоях в результате повторной закалки несколько повышено, что вызвано пересыщением твердого раствора углеродом и легирующими элементами, вследствие растворения карбидной фазы и повышением его устойчивости ка^у-превращению. Но характер распределения аустенитной фазы в мартенситной матрице качественно изменяется. Если после объемной закалки быстрорежущей стали аустенит располагается преимущественно в виде островков, то в результате скоростной закалки с образованием мартенсита пластинчатой (двойникованной) морфологии аустенитная фаза равномерно распределяется в виде тонких прослоек между мартенситными пластинами, либо в виде микровыделений сферической формы. При сверхскоростном плазменном нагреве а—»у-превращение имеет характер обратного мартенситного перехода по сдвиговому механизму. Образовавшийся аустенит наследует от исходного мартенсита дефектную структуру. Таким образом, одновременно с повышением содержания остаточного аустенита увеличиваются и микроискажения - это компенсирует отрицательное воздействие аустенитной фазы на твердость и теплостойкость.
Исследованию подвергались образцы упрочненные по режимам: 1 - объемная термообработка + плазменное упрочнение; 2 - объемная термообработка + плазменное упрочнение + объемный отпуск.
Микроструктурные исследования проводились послойно по глубине упрочненной зоны (рис.За).
0,008мм
0,008мм
0,065мм
1623С
1618 С
1579С
1161С
815С
749С
0,065мм
0,2мм
0,7мм
1,5 мм
548С
2,3 мм
342С
Рис.3 - Микроструктура стали Р6М5 после комплексного упрочнения: а - схема проведения послойных микроструктурных исследований; б - микроструктура после упрочнения по режиму 1; в - микроструктура после упрочнения по режиму 2
0,2мм
0,7мм
1,1мм
1,5мм
2,3мм
1,1мм
1,5мм
2,3мм
Расчет температур нагрева в точках, расположенных на заданной глубине закаленной области производился по ранее разработанной методике [7]. Во время плазменной обработки образцов, прошедших предварительную полную объемную термообработку, в упрочненной зоне происходит растворение как первичных карбидов, так и части вторичных, выделившихся при дисперсионном твердении в процессе отпуска (рис.36). В поверхностном слое толщиной до 8 мкм наблюдается почти полное растворение карбидной фазы, встречаются лишь единичные светлые карбиды малых размеров. С увеличением глубины залегания структурного слоя суммарное содержание в нем карбидов постепенно увеличивается, а также увеличивается количество крупных карбидных частиц неправильной формы, которые в результате недостаточного нагрева и кратковременности пребывания в данном температурном интервале не успели оплавиться. В структурных слоях, залегающих на глубине 1,0 - 1,5мм, соответствующих температуре 820 - 548°С, наблюдается резкое увеличение количества мелких карбидных частиц. Скоростной плазменный нагрев объемноупрочненной стали Р6М5 до температур, достигающих АС1 (815°С), вызывает выделение дисперсных вторичных карбидов и распад мартенсита, что способствует снижению твердости и повышению пластичности в этой зоне.
Из исследований поэлементного-состава следует, что состав светлых карбидов соответствует карбидам вольфрама и молибдена типа М6С, а темных - карбидам ванадия МС. Также было исследовано изменение концентрации легирующих элементов в твердом растворе по глубине обработанного металла. Результаты исследований представлены на рис.4. Мартенсит, образующийся при плазменной закалке в поверхностных слоях упрочненной зоны, характеризуется высокой насыщенностью твердого раствора легирующими элементами (\¥, V, Мо), а также особой структурой и дисперсностью мар-тенситных кристаллов и, соответственно, обладает более высокой твердостью.
Исследования распределения твердости в зоне плазменного воздействия в зависимости от глубины показали, что твердость припо- верхностных слоев значительно выше твердости исходной структуры (700 НУ) и достигает 900-1000 НУ. Но в переходной зоне на глубине 1,0 - 1,5 мм, соответствующей температуре нагрева 820 - 548°С, наблюдается заметное снижение твердости. Однако эта зона с низкой твердостью и дисперсной структурой высокого отпуска является барьером на пути распространения трещин и таким образом повышает трещиностойкость упрочненной зоны.
Наиболее высокие эксплуатационные свойства достигаются при комплексном упрочнении по режиму 2, включающем стандартный трехкратный объемный отпуск после плазменного упрочнения. В поверхностных слоях упрочненной зоны в результате высокоскоростного нагрева при
Рис.4 - Распределение легирующих элементов по глубине упрочненной зоны ъ\ а -вольфрама; б - молибдена; в - ванадия; 1 -обработанной по режиму 1; 2 - по режиму 2.-
Рис.5 - Распределение карбидов типа М6С по глубине зоны плазменного воздействия ъ при упрочнении стали Р6М5: 1 - по режиму 1; 2 - по режиму 2.
плазменной обработке наблюдается повышенная концентрационная неоднородность и пересыщение твердого раствора углеродом и легирующими элементами. При таких условиях в процессе отпуска выделяются высоко- дисперсные вторичные карбидные частицы, равномерно распределенные в мартенситной матрице. Было определено количество карби- дов типа М6С в структуре образцов, обработанных плазменной струей и образцов прошедших объемный отпуск после плазмен- ного упрочнения (рис.5). Выделение вторичных карбидов снижает концентрацию легирующих элементов в твердом растворе (рис.4), но сохранение достигнутого уровня твердости подтверждает, что при отпуске действие твердорастворного и субструктурного механизмов упрочнения ослабляется, а повышение эксплуатационных свойств связано с действием дисперсионного и дислокационного механизмов.
Выводы
1. Установлено, что скоростной характер нагрева и последующей закалки инициирует действие нескольких механизмов упрочнения. Различная эффективность и перекрывающиеся границы действия возможных механизмов упрочнения предполагают довольно широкий спектр конечных свойств в зависимости от режима облучения и локализации того или иного структурного состояния относительно рабочей поверхности.
2. Выполненные исследования позволяют прогнозировать фазовые и структурные пре-враще- ния, а соответственно и эксплуатационные характеристики на заданной глубине упрочненной зоны и назначать соответствующую технологию и режимы поверхностной обработки.
3. Установлена возможность получения слоистой композиционной структуры упрочненного слоя при комплексном упрочнении стали Р6М5, обладающей повышенным уровнем экс-плуата- ционных свойств. Для обработки технологических процессов упрочнения инструмента различ- ного функционального назначения необходима оптимизация режимов плазменного нагрева, обеспечивающих получение заданного строения упрочненной зоны.
Перечень ссылок
1. Структура мартенсита после лазерной закалки стали / М.Л.Бернгитейн, С.Д.Прокогикин, Н.Н.Крянина и др. // ФММ. 1988. - Том 65. - Вып. 4. - С. 790-795.
2. Штанский Д. В. Влияние легирования на фазовые превращения в сталях с перлитной структурой при лазерном нагреве I Д.В.Штанский, И.В.Лясоцкий // Металлы - 1992.-№3.-С.110-114.
3. Упрочнение инструмента из быстрорежущих сталей обработкой плазменной струей / С.С. Самотугин, А.В.Коеалъчук, О.И.Ноеохацкая , В.Н. Овчинников, В.И.Муфлер II МиТОМ. -1994.-№2.-С. 5-8.
4. Комплексное объемно-поверхностное упрочнение материалов с использованием высококонцентрированного источника нагрева / Л.К.Лещинский, С.С.Самотугин, И.И.Пирч и др. // МиТОМ. - 1988. - № 5. - С. 3-8.
5. Рыкалин H.H. Расчет теплового потока при нагреве тела плазменной струей / Н.Н.Рыкалин, А.В.Николаев, И.Д.Кулагин II Автоматическая сварка. - 1966. - С. 1-5.
6. Самотугин С.С. Плазменная обработка инструментальных материалов / С.С.Самотугин. II Автоматическая сварка. - 1996. - № 8. - С. 48-51.
7. Самотугин С.С. Плазменное упрочнение инструментальных материалов / С. С. Самотугин, Л.К.Лещинский II Донецк: Новый мир. - 2003. - 338с.
Статья поступила 17.03.2004
