CC BY
33
УДК 621.793.74:669.14.018.25
Д-р техн. наук В. В. Чигарев, канд. техн. наук И. И. Пирч, Я. А. Чейлях Приазовский государственный технический университет, г. Мариуполь
СОЗДАНИЕ МЕТАСТАБИЛЬНЫХ СОСТОЯНИЙ И ПОВЫШЕНИЕ ИЗНОСОСТОЙКОСТИ ХРОМИСТЫХ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ ПЛАЗМЕННОЙ И ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ ОБРАБОТКАМИ
Показаны возможности формирования метастабильных фазово-структурных аустенитно-мартенситно-карбидных состояний с использованием плазменной и электронно-лучевой обработок, обеспечивающие реализацию деформационного мартенситного превращения для повышения механических свойств и износостойкости инструментальных сталей.
Применение плазменной и электронно-лучевой обработок (ЭЛО) получило в последнее время большое распространение для упрочнения ряда деталей и инструмента [1-3]. Обработки с использованием источников концентрированных энергий (ИКЭ) позволяют получать повышенные количества остаточного аустенита (А ) в упроченном слое большинства обрабатываемых сталей и чугунов [1, 2, 4-10], что открывает определенные возможности создания и использования метастабильных состояний для повышения их свойств. Между тем в большинстве известных работ метастабильность структуры не обсуждается и не учитывается. Лишь в некоторых из них [4, 8, 11, 12] отмечается положительная роль метастабильного А
А ост
и его превращение в мартенсит при нагружении в повышении износостойкости инструментальных сталей, обработанных с использованием ИКЭ.
Однако они далеко не исчерпывают возможностей создания метастабильных состояний в поверхностных слоях с применением ИКЭ, в т. ч. и в сочетании с термообработкой. Поэтому весьма актуально изучение влияния обработок с использованием ИКЭ на структуру и свойства разных сплавов с точки зрения формирования в упрочненных слоях метастабильных состояний для повышения не только износостойкости, но одновременно и других свойств.
Одной из распространенных причин снижения срока службы инструмента из сталей Х12Ф1 и Х12М является скол или выкрашивание рабочих кромок вследствие карбидной неоднородности, в частности преимущественном расположении карбидов и эвтектики по границам зерен (рис. 1, а). Традиционными приемами термической обработки этот недостаток устранить невозможно.
Целью настоящей работы явилось изучение возможности устранения карбидной неоднородности, повышение механических свойств и износостойкости сталей Х12Ф1 и Х12М с использованием плазменной
и электронно-лучевой обработок за счет создания ме-тастабильных состояний в поверхностном слое.
Плазменную обработку проводили с помощью плазмотрона косвенного действия, конструкция которого описана в работе [3]. В качестве плазмообразую-щего газа использовался аргон, расход которого составлял 1,0-2,3 м3/час при силе тока 360-400 А. Тепловло-жение регулировалось расходом газа и скоростью
б
Рис. 1. Микроструктура стали Х12Ф1 исходная (а) и после электронно-лучевой обработки с оплавлением (б) х 400
© В. В. Чигарев, И. И. Пирч, Я. А. Чейлях, 2008
1607-6885 Новi матерiали i технологи в металурги та машинобудувант №2, 2008
67
перемещения плазмотрона относительно поверхности образцов. ЭЛО проводили на электронно-лучевой опытно-промышленной установке УЛ -185 с регулированием тепловложения мощностью электронного луча и скоростью его перемещения по поверхности образца.
Плазменная обработка в зависимости от режима и величины тепловложения вызывала локальный разогрев поверхности без оплавления либо ее переплав с различной степенью оплавления (табл. 1). ЭЛО вызывала оплавление поверхности образцов на большую глубину (4-6,5 мм), чем плазменная.
В обоих вариантах производился высокоскоростной поверхностный нагрев (Унагр= 103-105 °С/с), после чего следовало быстрое естественное охлаждение без применения охлаждающих сред за счет теплоотвода вглубь образцов. В ряде случаев после плазменной обработки выполняли объемную термическую обработку Из образцов приготавливали поперечные шлифы.
Испытания на изнашивание проводились в услови -ях трения скольжения колодка (образец)-ролик (закаленная сталь 40Х), испытания осуществлялись на машине МИ-1М при скорости вращения ролика 200 мин-1, удельном давлении ст = 6,5 МПа и пути трения 660760 м. Относительная износостойкость определялась по формуле:
ДРэ
£ =-—,
ДРобр
где ДРэ и АРобр потери веса эталона и испытуемого образца за одинаковое время изнашивания (24-30 мин).
Таблица 1 - Рабочие параметры плазменной обработки хромистых сталей
В качестве эталона использовались соответствующие стали (Х12Ф1 или Х12М), после стандартной закалки с 1000-1050 °С на мартенситно-карбидную структуру максимальной твердости ИЯС 62-64. Микроструктура сталей исследовалась металлографически по стандартной методике на микроскопах «№орИо! -21» и «Epiquant». Фазовый состав исходной и изношенной поверхности образцов определялся рентгено-структурным анализом на дифрактометрах УРС-50 и
ДРОН-3 в железном К -излучении. Перед испытаниями образцы для снятия наклепанного слоя подвергались электролитической полировке в электролите на основе хромового ангидрида в течение 10 мин. Микротвердость структурных составляющих измеряли на микротвердомере ПМТ-3 вдавливанием четырехгранной алмазной пирамидки под нагрузкой 0,98 Н (ГОСТ 9450-76). Динамические испытания на изгиб образцов без надреза проводили на маятниковом копре МК-30 в соответствии с ГОСТ 9454-78.
Плазменная обработка без оплавления (режим 1, табл. 1), исключающая переплав поверхности, вызывала закалку с нагревом ориентировочно до 1050-1100 °С. В результате наблюдается измельчение мартенситной структуры, увеличение доли А и уменьшение количества вторичных карбидов, однако это не устраняет карбидную неоднородность. Твердость при этом сохраняется на уровне ИЯС 60-62.
Плазменная обработка и ЭЛО с оплавлением поверхности образцов устраняют прежнюю карбидную неоднородность на глубину 0,4-2,5 мм. Обнаруживается качественно аналогичное изменение микроструктуры оплавленного слоя образцов от поверхности к центру после плазменной обработки с макрооплавлением (режим 4, табл. 1) и ЭЛО, вызванное различной степенью термического воздействия.
Непосредственно у поверхности оплавленной зоны наблюдалается своеобразная равноосная ячеистая структура пересыщенного аустенита несколько большей твердости (ИУ«5000 МПа), чем равновесный аус-тенит (рис. 1, б). Далее по глубине располагается зона характерной столбчатой формы кристаллов с расположением их осей нормально к оплавленной поверхности, что свидетельствует об отводе тепла от поверхности вглубь образцов при ускоренном охлаждении, соответствующем скорости их роста. В зоне плазменного или электронно-лучевого оплавления размеры кристаллитов оказались значительно меньше размера зерен в исходной структуре. Так, если средний диаметр зерен мартенсита до обработки составлял ~40 мкм, то в зоне плазменного оплавления или ЭЛО кристаллы имели ширину ~3 мкм и длину 7-20 мкм. По границам столбчатых кристаллов располагается тонкая карбидная оболочка (рис 1, б). По мере удаления от поверхности аустенитные зерна приобретают правильную форму, а толщина карбидной оболочки несколько увеличивается. В переходной зоне в местах бывшего расположения эвтектики по границам зерен наблюдаются участки повышенной травимости повторяющие характер ее расположения. По-видимому, они представляют собой вновь образованную диспергированную эвтектическую смесь карбидов Сг7С3 и аустенита. По мере удаления от поверхности в структуре переходной зоны увеличивается количество мелких вторичных карбидов Сг23С6 и мартенсита. Повышение интенсивности и продолжительности плазменного воздействия увеличивает толщину оплавленной зоны от 0,4 до 2,5 мм
№ режима Ток I, А Расход газа а м3/с Скорость перемещения V, м/ч Степень воздействия плазмы
1 1,0-1,2 16-19 Нагрев без оплавления
2 400 2,0 18-20 Микроплавление
3 2,0 15-17 Среднее оплавление
4 2,0 13-14 Макрооплавление
и снижает ее твердость с ИЯС 61 до ИЯС 38, что свидетельствует об образовании преимущественно аусте-нитной (пересыщенной) структуры поверхностного слоя.
Постепенно аустенитно-карбидная структура зоны оплавления переходит в зону термического влияния (ЗТВ), состоящую из аустенита, мартенсита и карбидов (рис. 1, б). Эта ЗТВ соответствует нагреву ниже линии солидус, ускоренное охлаждение после которого вызывает закалку и образование мартенсита с сохранением А По глубине ЗТВ постепенно увеличи-
А ост. ^ ^
вается количество мартенсита и уменьшается содержание Аост После ЗТВ структура постепенно переходит в исходную - феррито-карбидную смесь.
Рассмотренной панораме изменения структуры по глубине упрочненной зоны соответствует изменение микротвердости сталей Х12Ф1 и Х12М (рис. 2) после плазменной обработки с макрооплавлением и ЭЛО.
Качественно эти графики аналогичны и различаются по некоторым размерным параметрам. Повышенная твердость Н098= 4,9-5,0 ГПа поверхностной зоны оплавления (выше равновесной) соответствует структуре пересыщенного углеродом и хромом аустенита. Повышение микротвердости до максимума, равного 7,3-7,9 ГПа, соответствует мартенситно-аустенитно-карбидной структуре ЗТВ с наибольшим насыщением мартенсита и аустенита углеродом и хромом. Снижение микротвердости до исходной соответствует переходу мартенситно-аустенитно-карбидной структуры в феррито-карбиную смесь. При этом после ЭЛО на глубине от 2,5 до 5,6 мм значительно большей, чем после плазменной обработки твердость примерно одинакова (~ 5 ГПа) и соответствует структуре ненасыщенного углеродом мартенсита и Аст с большим количеством вторичных карбидов Сг23С6.
Рис. 2. Изменение микротвердости по глубине упрочненной зоны после плазменной обработки (с макрооплавлением) стали Х12М (1) и электронно-лучевой обработки стали Х12Ф1 (2)
После различной степени плазменного оплавления изменение микротвердости остается качественно аналогичным рассмотренному выше. Чем больше величина тепловложения (т. е. меньше скорость перемещения плазменной струи (см. табл. 1)), тем больше глубина упрочненной зоны и дальше по глубине располагается максимум микротвердости, и наоборот. После плазменной обработки без оплавления максимум сдвинут ближе к поверхности образцов.
Относительная износостойкость стали Х12М в условиях сухого трения (е ) зависит от полученной при плазменной обработке структуры (табл. 2). Из таблицы 2 следует, что плазменная обработка со средним макрооплавлением (режим 3, табл. 1), увеличивает ет в 1,32 раза по сравнению со стандартной закалкой на мартенситно-карбидную структуру максимальной твердости ИЯС 63. Причинами повышения износостойкости сталей после плазменного переплава можно считать формирование специально ориентированного ячеистого карбидного каркаса, и превращение пересыщенного аустенита в мартенсит в процессе изнашивания по оптимальной кинетике.
Образование более дисперсного и более твердого мартенсита деформации в тонком поверхностном слое в условиях деформирующего воздействия сухого трения вызывает значительное упрочнение сталей в процессе испытаний. На деформационное мартенситное превращение и выделение дисперсных карбидов при нагружении расходуется значительная часть подводимой извне к образцу механической энергии, и, соответственно, меньшая ее величина остается на разрушение межатомных связей и отделение металла [13, 14]. Эти факторы и становятся основными причинами повышения износостойкости исследованных сталей.
Плазменная обработка без оплавления и с микрооплавлением, когда образуется лишь небольшое количество А , а также сильным макрооплавлением и боль-
ост. А
шой глубиной зоны пересыщенного, чрезмерно стабильного аустенита для выбранных условий изнашивания преимуществ не дает. Однако следует отметить, что устранение карбидной неоднородности и формирование мелкозернистой структуры аустенита обрамленной в тонкий карбидный каркас увеличивает в ~ 1,4 раза ударную вязкость с 6-7 Дж/см2 до 10-11 Дж/см2 и умень -шает вероятность хрупкого скола. Это можно рассматривать как косвенный фактор увеличения износостойкости и долговечности деталей и инструмента.
Выводы
1. Плазменная и электронно-лучевая обработки в зависимости от величины тепловложения вызывают формирование столбчатой (при оплавлении) или мелкодисперсной (при нагреве без оплавления) микроструктуры с повышенным содержанием метастабиль-ного остаточного аустенита в сталях Х12Ф1 и Х12М.
2. При оптимальном количестве и степени мета-
1607-6885 Новi мaтерiaли i технологи в металурги та машинобудувант №2, 2008
69
Таблица 2 - Влияние режима плазменной обработки на твердость и износостойкость стали Х12М
№ режима Степень воздействия плазмы HRC
- Контрольная закалка (с нагревом в печи) 63 1,0
1 Нагрев без оплавления 60 0,94
2 Микрооплавление 58 1,0
3 Среднее оплавление 61 1,32
4 Сильное макрооплавление 38 0,8
стабильности остаточного аустенита его превращение в упрочненном поверхностном слое в мартенсит при нагружении в условиях сухого трения вызывает повышение относительной износостойкости сталей.
3. Плазменная и электронно-лучевая обработки сталей Х12Ф1 и Х12М с оплавлением поверхностного слоя после оптимальных режимов устраняют карбидную неоднородность литой структуры металла, увеличивают в 1,5-2 раза ударную вязкость и снижают вероятность хрупкого скола инструмента.
Показаны возможности поверхностного упрочнения и одновременного повышения вязкости инструментальных сталей с использованием плазменной и электронно-лучевой обработок за счет создания мета-стабильных состояний аустенита.
Перечень ссылок
1. Григорьянц А.Г., Сафонов А.Н. Основы лазерного термоупрочнения сплавов. - М: Высшая школа, 1988. - 159 с.
2. Рыкалин Н.Н., Зуев Н.В., Углов А. А. Основы электронно-лучевой обработки материалов. - М: Машиностроение, 1978. - 239 с.
3. Плазменное поверхностное упрочнение / Лещинский Л.К., Самотугин С.С., Пирч И.И., Комар В.И. - К.: Технжа, 1990. -109 с.
4. Малинов Л.С., Харланова Е.Я., Лисакович А.В. Лазерное упрочнение штампового инструмента // Технология и организация производства. - 1986. - №2. - С. 4648.
5. Структура хромоникелевого чугуна после обработки электронами высокой энергии / Н.М. Александрова, Г.В. Шербединский, И.В. Старостенко и др. // МиТОМ. -1990. - № 7. - С. 32-34.
6. Шульга А. А. Элекронно-лучевая оброботка подшипниковых сталей // МиТОМ. - 1992. - № 7. - С. 13-17.
7. Поболь И. Л. Модифицирование металлов и сплавов электронно-лучевой обработкой // МиТОМ. - 1990. -№ 7. - С. 42-47.
8. Самотугин С.С., Муратов В.А., Ковальчук А.В. Плазменное упрочнение инструмента кольцевой формы // МиТОМ. - 1997. - № 10. - С. 2-4.
9. Влияние плазменно-дуговой обработки на структурные превращения и поверхностное упрочнение углеродистых и легированных сталей / Д.С. Ставрев, Л.М. Ка-путкина, С.И. Киров и др. // МиТОМ. - 1996. - № 6. -С. 16-19.
10. Бердников А.А., Филиппов М.А., Студенок Е.С. Структура закаленных углеродистых сталей после плазменного поверхностного нагрева // МиТОМ. - 1997. -№ 6. - С. 2-4.
11. Армирование поверхности сталей за счет применения дифференцированной обработки / Л.С. Малинов, Е.Я. Хараланова, А.В. Зареченский и др. // Изв. ВУЗов. Чер. металлургия.-1992. - № 4. - С. 37-39.
12. Свойства поверхностных слоев марганцовистых сталей после электронно-лучевой обработки / Л.С. Малинов, Е.Я. Харланова, А.В. Зареченский и др. // МиТОМ. -1995. - № 12. - С. 6-9.
13. Попов В.С., Брыков Н.Н., Дмитриченко Н.С. Износостойкость пресс-форм огнеупорного производства. - М.: Металлургия, 1971. - 157 с.
14. Чейлях А.П. Экономнолегированные метастабильные сплавы и упрочняющие технологии. - Харьков: ННЦ ХФТИ, 2003. - 212 с.
Одержано 10.03.2008
Показан можливостi формування метастабшьних фазово-структурних aycmeHimHO-MapmeHcumHO-Kap6idHux станiв з використанням плазмово'1 i електронно-променево'1 обробок, що забезпечуютьреалiзацiю деформацшного мартенситного перетворення для пiдвищення механiчних властивостей i зносостiйкостi тструментальних сталей.
Possibilities of forming of the metastablephase-structural austenite-martensite-carbide conditions with the use of plasma and electron-ray treatments are shown, providing realization of deformation induced martensie transformation for the rise of mechanical properties and wearproof of tool steels.
