CC BY
40
ТЕХНИЧЕСКИЙ СЕРВИС В АГРОПРОМЫШЛЕННОМ КОМПЛЕКСЕ
УДК 621.793.6(088.8)
Л.А. Голдобина, доктор техн. наук, профессор
ФГОУ ВПО «Ярославская государственная сельскохозяйственная академия» В.П. Гусев, канд. техн. наук
ГОУ «Ярославский филиал технического университета путей сообщения» П.С. Орлов, канд. техн. наук, доцент
ФГОУ ВПО «Ярославская государственная сельскохозяйственная академия» В.С. Шкрабак, доктор техн. наук, профессор
ФГОУ ВПО «Санкт-Петербургский государственный аграрный университет»
МЕТОДИКА УСКОРЕННОГО ПРОЦЕССА АЛИТИРОВАНИЯ СТАЛИ
Все расчеты продолжительности стационарных технологических процессов химико-термического упрочнения материалов и повышения их эксплуатационных характеристик ранее осуществлялись на основе эмпирических закономерностей, уточняемых опытным путем. Появление ускоренных методик цементации изменило положение, так как при термоциклировании оперируют точками фазовых переходов.
В соответствии с уточненной моделью связей в кристаллической решетке твердого тела, прочностные характеристики материалов зависят от прочности диагональных связей кристаллической решетки [1]. На основании этого было высказано предположение, что при фазовых переходах, в процессе полиморфного превращения, материал в зоне перестройки кристаллической решетки в ограниченных объемах находится в псевдожид-ком состоянии [2]. Это косвенно подтверждает простейший опыт, который наблюдают все начинающие электросварщики, когда при неудачном зажи-
гании электрической дуги электрод приваривается к основному металлу. Сделав 2.. .3 резких движения электрододержателем в стороны, сварщик отрывает раскалившийся почти добела электрод, держа его в горизонтальном положении. Как только свечение обмазки электрода исчезнет и температура металла электрода упадет чуть ниже 1000 К, электрод начнет плавно изгибаться под действием собственного веса, до тех пор пока металл не остынет до температуры ниже 650 К.
Первоначально полиморфное преобразование кристаллической решетки а-железа в кристаллическую решетку у-железа при нагревании осуществляется сдвиговым путем. Самые длинные (и самые сильные) диагональные связи по граням двух смежных объемно-центрированных кубов а-желе-за удлиняются и становятся сильнее. Самая короткая связь является «генератором» вынужденного колебательного процесса: два атома не могут сблизиться на расстояние меньшее, чем длина короткой связи, так как короткая связь не может уменьшить
73
свою длину, что подтверждает высокая прочность металла при всестороннем сжатии.
С повышением температуры увеличивается амплитуда колебательного процесса. Максимум амплитуды колебательного процесса любого узлового атома направлен вдоль диагоналей граней — вдоль самых длинных связей. Так как связи осуществляются последовательным опросом атомов решетки, связь «подтягивает» атомы друг к другу, а в промежутках между опросами атомы «разбегаются» вследствие теплового колебательного процесса [1]. В результате действия длинной диагональной связи квадратная грань куба становится ромбом, у которого в данный момент времени отсутствует вторая длинная диагональ.
Вместе с тем, далеко «убежать» вдоль грани атом не может, так как в данный момент времени его «держит» самая короткая связь с центральным атомом, которая не может ни удлиниться, ни укоротиться. Вследствие того, что действие всех связей строго синхронизировано, то по всем боковым граням элементарного объемно-центрированного куба одновременно удлиняются одноименные диагонали. Расположенные по нормали к удлинившимся диагоналям активные (в данный момент времени) связи «стягивают» два других атома железа. Так как «убежать» вдоль граней свободные от связи атомы не могут, то они «проворачивают» «крестовину» коротких центральных связей вокруг своей оси и объемно-центрированные кубы «складываются». Общая (смежная) грань проворачивается (прощелки-вает) в своей плоскости на угол 45о, и вместо двух кубов образуется один, в боковых гранях которого появляются сдвиговые узловые атомы смежной грани, а центральные атомы обоих (объединившихся в один) кубов уходят в нижнюю и в верхнюю грани, вытесненные из центров элементарных объемно-центрированных кубов самыми короткими связями, образовав один гранецентрированный куб. В результате полиморфного преобразования образуется гранецентрированная решетка.
Современная теория предполагает, что в условиях многократных фазовых превращений основную роль в изменении диффузионных характеристик металлов играют дефекты, возникающие в процессе фазового перехода при перемещении межфазной границы [3]. При этом не учитывается собственно фазовый перенос, обусловленный изменением структуры металла, в процессе которого последний находится в псевдожидком состоянии, что облегчает проникновение легирующей примеси с поверхности детали в металл и транспортирование его в металле. Волна фазового перехода способна транспортировать атомы внедрения со скоростью своего перемещения. Фазовый переход осуществляется всегда только с поверхности детали по мере ее прогрева или охлаждения, что
определяет направление транспортирования атомов в металле [4].
Скорость протекания технологического процесса при термоциклировании зависит от скорости изменения градиента температуры в оптимальном температурном коридоре [4], а количество диффундировавшего в металл вещества дт за время через площадку Б, исходя из известного соотношения [5], описывается уточненным уравнением мас-сопереноса [6]:
—=- 0
д1
дс .дР сдТ Э2Т — + А—— + В—— + X—-— + ох ох ох охо1
БЫ,
Эх Эх,
где д2Т / (дхд?), дФ / (дхдг) — скорость изменения градиентов температуры и магнитного потока — члены уравнения, описывающие фазовый и электромагнитный переносы; дс / дх, дУм / дх, дТ / дх, дф / дх, дР / дх — члены уравнения, описывающие собственно массоперенос в соответствии с законом Фика, вакансионный перенос по В.В. Мечеву, термодиффузию или теплоперенос по Е. Фромму и Е. Гебхардту, электроперенос в соответствии с уравнением Фика-Нернста и барический перенос, описывающий перенос импульса; А, В, С, Х, У — интегральные коэффициенты; М — вес грамм-молекулы диффундирующего вещества; УМ — средний объем вакансии, в которую диффундирует атом примеси.
Глубина диффузионного слоя, по современным представлениям, тоже функция одного только времени.
При изучении процессов ускоренной химикотермической обработки металла была разработана методика ускоренной цементации стали [2]. Результаты опытов показывают, что для получения содержания углерода в стали порядка 0,8 % необходимо провести более трех циклов нагрев — охлаждение в оптимальном температурном коридоре, обеспечивающем многократный ускоренный фазовый переход а ^ у металла [4, 6, 7].
Фазовое а ^ у превращение при любом содержании углерода в стали начинается при температуре 1000 К. Выше этой температуры, в соответствии с диаграммой железо — углерод, идет процесс выделения избыточной фазы из аустенита: феррита — при содержании углерода в стали ниже 0,8 % или цементита при содержании углерода в аустените более 0,8 %, заканчивающийся для стали при температуре 1420 К. Температура конца фазового а ^ у превращения почти линейно уменьшается в интервале температур 1183 + 30 до 1000 + 30 К при росте содержания углерода в стали до 0,8 %.
Время нагрева с температуры 270 до 1200 К составляет 9 мин на каждый сантиметр минимального размера бокса для легирования деталей (примерно 3 мин на каждые 300 К) [8]. Попавший в сталь
в процессе нагрева до температуры 1000 К легирующий атом при температурах выше 1100 К транспортируется в процессе фазового переноса волной псев-дожидкого металла с поверхности детали к его сердцевине [2], как при зонной плавке [9]. Аналогичное ускорение диффузионного процесса наблюдается и при полиморфном фазовом превращении в твердом гелии [10] вблизи ОЦК-ГПУ перехода.
Для описания процесса перехода феррито-це-ментитной структуры в аустенит используют Ь-об-разную диаграмму изотермического образования аустенита, показывающую скорости а ^ у превращения при различных температурах протекания процесса, в соответствии с которой время превращения феррита в аустенит резко уменьшается при повышении температуры. Для образования аусте-нита в эвтектоидной стали при температуре порядка 1000 К требуется сотни минут, а при повышении температуры на 100 К процесс заканчивается уже через несколько секунд! Для того чтобы гарантированно произошло полное а ^ у превращение в течение 2.4 мин, необходимо перегреть образец не менее чем на 30 К выше температуры конца фазового превращения, а при перегреве на 50 К а ^ у преобразование завершается в течение минуты. Выдержка при температуре 1220 К в течение 3.5 мин гарантирует полное а ^ у преобразование, при котором осуществляется перенос атома внедрения с поверхности к сердцевине детали при содержании углерода в стали от 0,8 до 1,0 %.
Фазовое превращение переохлажденного аусте-нита иллюстрируют С-образные кривые, показывающие количество распавшегося аустенита в зависимости от времени протекания процесса и температуры, при которой идет процесс распада. При изотермическом превращении переохлажденного аустенита в течение некоторого времени его распад экспериментально не фиксируется; он начинает распадаться с образованием более стабильных (при данной температуре) перлитов только по истечении инкубационного периода. В соответствии с диаграммой состояния Бе-Ре3С температура начала распада аустенита с выделением избыточной фазы — феррита, при содержании углерода в металле 0,18 % составляет 1140 К. Процесс выделения любой избыточной фазы при охлаждении заканчивается при температуре 970 К. Длительность инкубационного периода и для доэвтектоидных сталей составляет от долей секунды (при температуре 820 К) до нескольких минут при температуре 990 К. Выдержка цементируемой детали с термоциклирова-нием при температуре Т = 820 К в течение 2.3 мин гарантирует полное превращение аустенита.
Повторение циклов нагрев — охлаждение не менее трех раз в температурном коридоре 820.1220 К с выдержками при экстремальных температурах не менее 2.3 мин обеспечивает легиро-
вание детали, выполненной из стали 20 (содержание углерода в которой составляет 0,2 %), по всему сечению до содержания углерода в стали не менее чем 0,8 %. Высокие химический потенциал легирующего компонента на поверхности стали и скорость изменения температуры, а также цикличность процесса обеспечивают транспортирование лигатуры из внешней среды в сталь и далее в глубь стали [4, 5].
Фазовые превращения происходят не мгновенно во всем объеме, а достаточно постепенно (в зависимости от температуры процесса), при этом псевдожидкая волна полиморфного а ^ у преобразования и при нагревании, и при охлаждении перемещается с конечной скоростью с поверхности детали к ее сердцевине. Используя диаграмму образования аустенита при нагреве и диаграмму изотермического превращения переохлажденного аустени-та, учитывая диаграмму состояния Бе-Ре3С, можно определить время выдержки цементируемых деталей при экстремальных температурах для получения заданной толщины диффузионного слоя [11].
Так как полиморфное превращение а-железа в у-железо протекает быстрее, чем растворение цементита в аустените, в структуре стали после превращения феррита в аустенит сохраняется цементит, для растворения которого продолжительность изотермической выдержки должна быть увеличена. Гомогенизация аустенита также требует некоторого времени. Если необходимо уменьшить содержание карбида железа в аустените эвтектоидной стали, следует, в соответствии с изотермическим процессом образования аустенита, сделать выдержку 3.5 мин при температуре 1200 К. В этом случае преобразование перлита в аустенит завершится полностью по всему сечению образца и закончится го-могенизания, а с ней и перераспределение легирующего компонента по сечению стали. Если нужно транспортировать лигатуру только в тонкий поверхностный слой сечения образца, то временная выдержка при температуре 1200 К не осуществляется. Если необходимо транспортировать лигатуру в металл на 2.3 мм, то оптимальным будет вариант нагрева до температуры 1230 К с выдержкой при этой температуре в течение 4.5 мин. При 1230 К полное превращение феррита в аустенит произойдет через 16 мин, а за 4 мин волна псевдожидкого полиморфного превращения, несущая с собой углерод, пройдет только четверть пути до сердцевины цементируемой детали. При диаметре детали 20 мм за 4 мин изотермическое образование аусте-нита закончится в поверхностном двухмиллиметровом слое, куда только и проникнет легирующий компонент.
В соответствии с диаграммой изотермического превращения аустенита в перлит при температуре 820 К время полного превращения составля-
75
ет доли секунды. Температура ниже 870 К нецелесообразна, так как при этой температуре время полного полиморфного превращения составляет 10 с. За это время волна псевдожидкого фазового перехода пройдет все сечение металла, и легирующий компонент с поверхности детали будет почти равномерно распределен по всему ее сечению. Для ограничения распространения волны фазового переноса необходимо выбирать более высокую температуру, при которой время превращения составляет десятки минут, тогда, выполнив определенную выдержку, можно получить заданную глубину проникновения волны фазового перехода (и фазового переноса углерода в металл). По диаграмме изотермического превращения переохлажденного аусте-нита определяем, что при температуре 980 К время полного полиморфного превращения у-Бе в а-Бе составляет порядка 16 мин. Тогда для получения двухмиллиметрового диффузионного слоя необходима выдержка при температуре 980 К в течение 4.5 мин. С увеличением числа циклов повышается содержание легирующей примеси в стали. Увеличение времени выдержки способствует полной гомогенизации аустенита.
При термоциклировании в диапазоне 920.1170 К без выдержек при экстремальных температурах при четырех циклах термоциклирования получена глубина цементитного слоя 0,1 мм при концентрации углерода 1 %. При 9 циклах содержание углерода в поверхностном слое толщиной 0,4 мм достигало 2,05.1,0 % [12].
В соответствии с вышеизложенным, была разработана методика легирования стали алюминием импульсным методом. При планировании эксперимента в качестве основных исходных данных были приняты диаграмма состояния Бе-Ре3С, диаграмма изотермического образования аустенита и диаграмма изотермического превращения переохлажденного аустенита. Алюминий в качестве легирующего элемента был выбран потому, что при температурах фазовых переходов а ^ у он остается в жидком состоянии, что значительно облегчает транспортирование его в сталь.
Суть эксперимента — стальные образцы из стали 20 сечением 10х10 мм в герметичных контейнерах с расплавленным алюминием подвергались импульсному воздействию электромагнитного поля. Верхний предел температурного интервала 1220 К, нижний — 820 К. Выдержка при экстремальных температурах составляла не менее 5 мин. Варьировалось количество циклов и их длительность. Время при любом из опытов не превышало полутора часов. В результате эксперимента проникновение алюминия в сталь было осуществлено на полное сечение образца в течение семи циклов. Концентрация алюминия в стали превышала 90 %.
Проведенный эксперимент показал возможность получения стальных конструкций с поверхностью, насыщенной алюминием, что позволит предотвратить проникновение атомарного водорода в металл и полностью исключить возможность разрушения подземных трубопроводов в результате одного из опаснейших факторов — стресс-коррозии.
ХТО с термоциклированием повышает качество упрочненного слоя, интенсифицирует диффузию легирующего компонента в стали и расширяет технологические возможности формирования структуры диффузионного слоя использованием таких управляемых параметров, как амплитуда и скорость изменения температуры в оптимальном температурном диапазоне, время выдержки при экстремальных температурах цикла и число циклов.
Выводы
Результаты опытов подтверждают предложенную модель фазового переноса атома внедрения из внешней среды в сталь и дальнейшее его транспортирование в глубь стали при термоциклировании через границу а ^ у перехода. Показано, что при циклическом полиморфном превращении в оптимальном температурном диапазоне скорость перемещения легирующего элемента (металла или металлоида) не зависит от коэффициента диффузии атома внедрения в металле, а определяется только скоростью перемещения волны фазового перехода.
Список литературы
1. Орлов, П.С.Уточненная модель кристаллической решетки твердого тела / П.С. Орлов // Механика и проблемы управления: тр. XXXIV Уральского семинара. — Т. 1. — Екатеринбург, 2004. — С. 137-144.
2. Пат. 2283893 РФ, С 23С 8/66. Способ ускоренной цементации стали / П.С. Орлов, Л.А. Голдобина, В.П. Гусев. Опубл. 20.09.2006. Бюлл. № 26.
3. Мечев, В.В. К вопросу о диффузии в твердых телах / В.В Мечев // Металлы. — 2000. — № 2. — С. 40-43.
4. Орлов, П.С. Фазовый перенос легирующего атома в стали / П.С. Орлов // Вестник МГАУ. — 2008. — № 1 (26). — С. 108-111.
5. Фромм, Е. Газы и углерод в металлах: пер. с нем. / Е. Фромм, Е. Гебхард. — М.: Металлургия, 1980. — 781 с.
6. Орлов, П.С. Резервы снижения энергоемкости процесса цементации стали / П.С. Орлов. // Вестник МГАУ: Агроинженерия. — 2007. — № 1 (22). — С. 114-116.
7. Мокшанцев, Г.Ф. Способ химико-термического упрочнения деталей с термоциклированием / Г.Ф. Мокшанцев, П.С. Орлов // Тр. Всерос. науч.-иссл. технолог. ин-та ремонта и эксплуатации МТП. — М.: ГОСНИТИ, 2008. — № 102. — С. 96-98.
8. Полевой, С.Н. Упрочнение машиностроительных материалов / С.Н. Полевой, В.Д. Евдокимов. — М.: Машиностроение, 1994. — 495 с.
9. Ильинский, В.А. Сверхбыстрое перераспределение углерода в цементованных слоях стальных изделий /
B.А. Ильинский [и др.] // Металлы. — 1999. — № 3. —
C. 48-50.
10. Михин, Н.П. Наблюдение аномально быстрого диффузионного процесса в твердых растворах 3Не-4Не вблизи ОЦК-ГПУ перехода / Н.П. Михин, А.Н. Полев,
Э.Я. Руданский // Письма в ЖЭТФ. — Т. 73. — Вып. 9. —
С.531-535.
11. Решение о выдаче патента РФ по заявке № 2007101061 от 08.01.2007. Способ ускоренной цементации
стальных деталей / Л.А. Голдобина, В.П. Гусев, Г.Ф. Мок-шанцев, П.С. Орлов, В.С. Шкрабак.
12. Семенова, Л.М. Химико-термическая обработка стали 20Х в условиях циклического изменения температуры / Л.М. Семенова, С.В. Семенов, С.Н. Крайнова // Материаловедение и химико-термическая обработка металлов. — 2003. — № 1. — С. 3-7.
УДК 620.179.112/075.8/
А.П. Быченин, канд. техн. наук, доцент О.С. Володько, канд. техн. наук, доцент
ФГОУ ВПО «Самарская государственная сельскохозяйственная академия»
влияние органических поверхностно-активных веществ на ресурс прецизионных пар дизельной топливной аппаратуры
Развитие современной сельскохозяйственной техники характеризуется повышенными требованиями к качеству машин, напрямую связанному с долговечностью их пар трения. Актуальной является задача совершенствования существующих технологий ремонта, технического обслуживания и повышения ресурса деталей машин на базе последних разработок в области триботехнологий, позволяющих в значительной мере повышать надежность узлов и агрегатов машин за счет управления процессами в зонах трения.
На большинстве с.-х. предприятий РФ применяются гусеничные и колесные тракторы различных тяговых классов, оснащенные дизельными двигателями. Многочисленные исследования показали, что до 70.80 % отказов машин происходит из-за износа узлов трения. Наибольшему отказу подвержены прецизионные детали топливной аппаратуры (до 54 %) [1]. Наиболее частыми дефектами ТНВД и форсунок являются соответственно заклинивание и износ плунжера, зависание иглы распылителя и разгерметизация нагнетательного клапана по запирающему конусу [1].
Рациональным способом повышения ресурса прецизионных пар топливной аппаратуры является снижение изнашивания сопрягаемых деталей. Такого эффекта можно добиться несколькими способами:
• увеличением твердости плунжера и втулки;
• улучшением фильтрования топлива;
• повышением смазывающей способности топлива.
С точки зрения простоты применения, наиболее перспективным является последний способ. В работе Н.И. Итинской [2] сказано о положительном влиянии увеличения вязкости топлива на уменьшение величины изнашивания прецизионных пар.
В то же время чрезмерное увеличение вязкости ведет к нарушению работы топливной аппаратуры. Повысить смазывающую способность можно применением альтернативных видов топлива биологического происхождения, в частности, на основе рапсового масла.
В рапсовом масле в значительных количествах содержатся органические кислоты (2.4 % пальмитиновой кислоты, до 1 % стеариновой кислоты, 15.60 % олеиновой кислоты, 15.20 % линолевой кислоты, в зависимости от сорта), которые являются поверхностно-активными веществами, способными вступать в реакцию с адгезионными связями молекул и атомов, расположенных в поверхностных слоях деталей машин с последующим образованием защитной демпферной пленки. Плунжерные пары дизельной топливной аппаратуры являются примером соединения, в котором смазывание осуществляется за счет дизельного топлива, поэтому добавление в его состав органических ПАВ оказывает существенное влияние на режим смазывания.
Процесс трения в соединении в присутствии поверхностно-активных веществ характеризуется наличием граничного слоя, состоящего из пространственно-ориентированных молекул. Этот слой может быть как моно-, так и полимолекулярным. Образовавшаяся на поверхности твердого тела адсорбционная пленка обладает весьма ценными свойствами. По данным [3], монослои карбоновых кислот обладают истинной упругостью формы и механической прочностью. Такие слои представляют наибольший технический интерес. На рис. 1 представлена схема взаимодействия адсорбционных слоев в соединении при сдвиге (а, б, в) и при сжатии (г, д).
Рассмотрим процесс взаимодействия абразивной частицы с поверхностями деталей прецизионной пары дизельной топливной аппаратуры в при-
