CC BY
27
В1СНИК ПРИАЗОВСЬКОГО ДЕРЖАВНОГО ТЕХН1ЧНОГО УН1ВЕРСИТЕТУ
2005р. Вип. № 15
УДК 621.791.927.55
Самотугина Ю.С.1
ВЯЗКОСТЬ РАЗРУШЕНИЯ ВЫСОКОПРОЧНОГО ЧУГУНА ПОСЛЕ ПЛАЗМЕННОГО ПОВЕРХНОСТНОГО УПРОЧНЕНИЯ
С использованием испытаний на динамическую трещиностойкостъ, металлографических и фрактографических исследований изучено влияние плазменной поверхностной обработки на характер разрушения высокопрочного чугуна. Установлена взаимосвязь структуры поверхностного слоя при различных схемах упрочнения с изменением параметров трещиностойкости и степенью охрупчивания чугуна
Одним из наиболее перспективных методов упрочнения деталей и инструмента из высокопрочного чугуна является поверхностная обработка высококонцентрированными источниками нагрева - лазерное упрочнение [1,2] и плазменное упрочнение [3]. Благодаря локальному высокоскоростному тепловому воздействию при такой обработке достигаются чрезвычайно высокие значения скорости нагрева и охлаждения (до 105... 10б °С/с) [1-3], и более высокая степень упрочнения (повышения твердости и износостойкости) в сравнении с объемной или индукционной закалкой [4,5]. Однако, работоспособность упрочненных чугунных изделий будет зависеть не только от твердости и износостойкости поверхностного слоя, но и от вязкости разрушения в условиях действия значительных динамических нагрузок (прокатные валки, коленчатые валы, направляющие станков и т.п.).
Плазменное поверхностное упрочнение отличается от лазерного более высокой производительностью, большими размерами упрочненной зоны (глубина - до 5 мм, ширина -до 15 мм) и более широкими оптимальными диапазонами режимов обработки [3], что позволяет выполнять упрочнение на значительную глубину по различным технологическим схемам - без оплавления поверхности, с микрооплавлением или макрооплавлением. Ранее в работе [4] установлена возможность повышения абразивной износостойкости высокопрочного чугуна в 1,5 - 3,5 раза (в зависимости от режима и технологии обработки). В работе [5] исследованы структура, твердость и динамическая трещиностойкость высокопрочного чугуна при плазменной обработке без оплавления поверхности в сочетании с объемной термической обработкой - закалкой и отпуском. Установлено, что плазменное поверхностное упрочнение обеспечивает более высокие значения твердости и динамической трещиностойкости
высокопрочного чугуна с шаровидным графитом по сравнению с объемной закалкой. В свою очередь, для изделий из чугуна, подвергающихся объемной закалке, последующее плазменное поверхностное упрочнение способствует одновременному повышению и твердости и трещиностойкости. На основании исследований создаются предпосылки для разработки промышленных технологий комплексного объемно-поверхностного упрочнения изделий из чугуна. Вместе с тем, остается недостаточно изученным характер влияния различных схем поверхностного концентрированного воздействия - как лазерного [1,2], так и плазменного [3] - на динамическую трещиностойкость и механизмы разрушения высокопрочного чугуна.
В настоящей работе исследованы структура, твердость, динамическая трещиностойкость и характер разрушения высокопрочного чугуна В4-80 с перлитной основой и шаровидным графитом после плазменного поверхностного упрочнения без оплавления, с микрооплавлением (на глубину порядка 0,1 мм) и макрооплавлением (на глубину порядка 1 мм). Плазменной обработке подвергали заготовки [4], из которых вырезали образцы размером 10x10x55 мм, обработку выполняли с нанесением упрочненной зоны поперек одной их боковых
1 ГТГТУ, аспирантка
граней. В режимах обработки переменным параметром, обеспечивающим выполнение заданной схемы упрочнения, являлась скорость перемещения плазмотрона К, которая составляла: при обработке без оплавления — У = 27 м/ч; при обработке с микрооплавлением - V = 22 м/ч; при обработке с макрооплавлением - V = 18 м/ч. Остальные параметры режима плазменного нагрева сохранялись постоянными: ток плазменной струи - I = 400 А; расход плазмообразующего газа (аргона) - <2аг = 2,5 м3/ч; дистанция обработки к = 5 мм.
Упрочненные образцы использовали для металлографических исследований на микроскопе "Неофот -21", замеров твердости по Виккергу НУ, и испытаний на динамическая трещиностойкость по методике [3] с записью диаграмм разрушения в координатах «усилие-время» и определением параметров динамической трещиностойкости - ударной вязкости КС и
критического разрушающего усилия Р£ . Ввиду отсутствия острого надреза на образцах (роль концентратора напряжений при динамическом нагружении играла упрочненная зона) коэффициент интенсивности напряжений по диаграммам разрушения не определялся.
Результаты замеров и испытаний приведены в таблице (средние значения для 10 образцов каждой серии). На изломах испытанных образцов выполняли фрактографический анализ на растровом электронном микроскопе РЭМ - 200.
Таблица - Твердость и параметры динамической трещиностойкости высокопрочного чугуна после плазменной обработки
Вариант обработки НУ КС, Дж/см2 Г С ' кН
до упрочнения после упрочнения
Исходное состояние 240 - 9,9 3,4
Плазменное упрочнение без оплавления 240 800 5,1 3,0
Плазменное упрочнение с микрооплавлением 240 835 4,8 2,7
Плазменное упрочнение с макрооплавлением 240 790 2,4 2,1
Микроструктура чугуна при упрочнении по различным схемам приведена на рис.1, электронные микрофрактограммы поверхности изломов - на рис. 2.
а) б) в) г)
Рис.1 - Микроструктура чугуна: а - в исходном состоянии; б - в зоне плазменной закалки в твердом состоянии; в - в зоне микрооплавления; г - в зоне макрооплавления; х 1000.
а) б) в) г)
Рис.2 - Характер разрушения высокопрочного чугуна в различных состояниях: а - исходное; б - в зоне плазменной закалки в твердом состоянии; в - в зоне микрооплавления; г - в зоне макрооплавления; х 400.
Плазменная обработка на принятых в данной работе режимах вызывает образование на чугуне поверхностной упрочненной зоны (зоны плазменного воздействия - ЗПВ), имеющей форму сегмента окружности с размерами, увеличивающимися с повышением температуры нагрева: глубина ЗПВ - от 2,4...2,7 мм при упрочнении без оплавления до 3,2...3,4 мм при упрочнении с макрооплавлением (в том числе глубина лунки от выплеснувшегося металла -порядка 1 мм, глубина оплавленного слоя - порядка 1 мм, остальное - слой закалки в твердом состоянии); ширина ЗПВ - соответственно от 11,0... 12,5 мм при упрочнении без оплавления до 12,0... 14,0 мм при упрочнении с оплавлением. В отличие от индукционной закалки [6], переходная зона между ЗПВ и исходным металлом не образуется, что можно объяснить, как и для случая лазерного упрочнения [1,2], высокой концентрацией вводимого тепла.
Исследования показали, что при плазменной обработке чугуна с шаровидным графитом без оплавления, но с нагревом до температуры, превышающей температуру аустенизации, при последующем сверхскоростном охлаждении перлитная матрица (рис.1, а) в результате у —> ос -перехода превращается в высокодисперсный пластинчатый мартенсит (рис. 1,6). В структуре ЗПВ имеется также остаточный аустенит (по данным рентгеноструктурного анализа - 15 %) и полностью сохраняется графит. Твердость в ЗПВ по сравнению с исходным металлом повышается в 3,5 раза и значительно превышает значения, достигаемые при объемной закалке [5]. В то же время плазменное упрочнение вызывает и снижение параметров трещиностйкости
КС и Р£ (см. табл). Охрупчивание чугуна при плазменном упрочнении вызвано снижением
работы зарождения трещины в более хрупком металле ЗПВ по сравнению с исходным состоянием. Исходная перлитная матрица разрушается по механизму транскристаллитного скола (рис. 2, а) с образованием развитых участков микропластической деформации -«лепестков» и «гребней». Мартенситная основа ЗПВ разрушается по механизму высокодисперсного квазискола (рис.2, б), размер фасеток которого соизмерим с размером мартенситных кристаллов. Частицы графита шаровидной формы как в исходном металле, так и в металле ЗПВ не являются концентраторами вторичных микроразрушений - растрескивание вблизи графита обнаружено не было (рис. 2, а, б).
При снижении скорости перемещения плазмотрона температура нагрева поверхности чугунных образцов увеличивается, становится выше температуры плавления чугуна и образуется поверхностный слой, в котором ввиду очень высокой скорости охлаждения закалка происходит непосредственно из жидкого состояния. При обработке с оплавлением графит растворяется в расплаве и после охлаждения формируется структура белого чугуна, т.е. затвердевание идет по метастабильной диаграмме «железо-углерод» без выделения свободного
графита и с образованием аустенитно-цементитной эвтектики. Дисперсность эвтектики возрастает с увеличением скорости обработки. Состав фаз в эвтектике, ввиду чрезвычайно высокой скорости охлаждения, отличается от состава равновесной эвтектики. В практике поверхностной обработки концентрированными источниками энергии ледебуритную эвтектику в оплавленном слое чугунов принято называть квазиледебуритом [1-3]. Плазменная обработка с макрооплавлением поверхности приводит к нарушению рельефа поверхности из-за выплеска части жидкого металла под газодинамическим воздействием плазменной струи. При оплавлении тонкого поверхностного слоя рельеф поверхности сохраняется.
При обработке с микрооплавлением скорость охлаждения расплава очень высока -порядка 105 °С/с [3]. В этом случае, ввиду резкого увеличения числа зародышей и уменьшения скорости роста кристаллов становится возможным одновременное и независимое формирование кристаллов обоих фаз эвтектики (квазиледебурита) - аустенита и цементита (рис. 1, в). Обе фазы очень малых размеров растут до столкновения, причем регулярного расположения их нет. Отсутствуют и границы эвтектических колоний, а существуют границы между фазами. Такая структура при сверхскоростной кристаллизации называется тонким конгломератом фаз [1]. Содержание остаточного уастенита в зоне микрооплавления составляет 36 %. Твердость при обработке с микрооплавлением выше, чем при обработке без оплавления, но абразивная износостойкость - ниже [4].
При обработке с макрооплавлением графит частично или полностью растворяется в жидком металле. В микроструктуре оплавленной зоны практически не выявляются избыточные зерна аустенита. Даже при сильном перегреве структура отбеленного чугуна имеет достаточно высокую степень дисперсности и представляет собой эвтектическую смесь аустенита и цементита, имеющую пластинчатое или дендритное строение (рис. 1, г). По-видимому, при макрооплавлении скорость охлаждения расплава остается достаточно высокой (по данным [3] -порядка 104 °С/с), что и способствует подавлению кристаллизации избыточного аустенита и затвердеванию расплава квазиэвтектически. Поэтому образующуюся эвтектическую смесь при макрооплавлении, как и при микрооплавлении, можно считать квазиледебуритом. Содержание остаточного аустенита в металле зоны макроплавления составляет 50 %. Твердость чугуна при такой обработке повышается практически до значений, соответствующих обработке без оплавления (см. табл), однако, по данным работы [4], абразивная износостойкость - значительно ниже.
В структуре зоны макрооплавления ячейки квазиледебурита, имеющие пластинчатое или дендритное строение, окружены тонкой прослойкой, состоящей из остаточного аустенита и продуктов его распада - мартенсита или высокодисперсной ферритно-карбидной смеси. Поскольку высокая скорость охлаждения имеет место не только в эвтектическом температурном интервале, но и в эвтектоидном, в аустенитных дендритах оплавленной зоны образуется высокодисперсный мартенсит. Следовательно, можно предположить, что количество остаточного аустенита в оплавленном слое, регистрируемое рентгеноструктурным анализом, включает две относительно независимых друг от друга составляющих: стабильная по отношению к образованию мартенсита закалки у -фаза эвтектики (квазиледебурита) и метастабильная у -фаза междендритных прослоек, способная к частичному распаду (у —> а -превращению) уже в процессе охлаждения расплава. Из-за высокой дисперсности структуры и недостаточной степени локальности рентгено-структурного анализа точно определить процентное соотношение указанных составляющих у -фазы не представляется возможным.
Испытания показали (см. табл), что плазменная обработка высокопрочного чугуна приводит к дополнительному снижению динамической трещиностойкости по сравнению с обработкой без оплавления, особенно при макрооплавлении: ударная вязкость снижается более, чем в два раза (и почти в 4 раза по сравнению с исходным неупрочненным состоянием), а разрушающее усилие - на 50 %. Следует отметить, что энергетический параметр трещиностойкости КС снижается в значительно большей степени, чем силовой Р£ - для всех
принятых в данной работе схем поверхностного упрочнения чугуна. Снижение энергии разрушения при образовании поверхностного отбеленного слоя можно объяснить дополнительным охрупчиванием и резким снижением работы зарождения трещины - одной из составляющих ударной вязкости [3].
Преобладающим микромеханизмом распространения трещины в металле оплавленного слоя, как при микрооплавлении (рис. 2, в), так и при макрооплавлении (рис. 2, г), является интеркристаллитный скол. Предпосылкой к реализации именно данного механизма, считающегося наименее энергоемким и наиболее опасным с точки зрения склонности к хрупкому разрушению [7], является структурная неоднородность квазиледебурита и наличие ослабленных границ.
При обработке с микрооплавлением из-за снижения зернограничной прочности разрушение происходит преимущественно по межфазным аустенитно- цементитным границам. Непосредственно у поверхностной кромки, где образуются более крупные зерна, в изломе фасетки межзеренного скола крупнее и разрушение происходит практически полностью по интеркристаллитному механизму (рис. 2, в). В нижележащих слоях зоны микрооплавления образуется высокодисперсная структура (т.н. тонкий конгломерат фаз - см. рис.1, в). В этих участках наряду с интеркристаллитным сколом реализуется микромеханизм квазискола -преимущественно не по границам, а по телу мелких зерен аустенита или цементита. По мере удаления вглубь ЗПВ участок межзеренного разрушения исчезает и в зоне закалки в твердом состоянии реализуется чистый квазискол, строение излома аналогично приведенному на рис.2, б. Из-за высокой степени дисперсности структуры наличие поверхностного тонкого слоя микрооплавления с характерным для него преимущественно межзеренным механизмом разрушения все же не вызывает значительного снижения параметров трещиностойкости.
При обработке с макрооплавлением разрушение по механизму интеркристаллитного скола (рис. 2, г) реализуется по всей толщине слоя квазиледебурита - от поверхности до границы с зоной закалки в твердом состоянии. В данном случае по сравнению с микрооплавлением (из-за снижения скорости охлаждения расплава практически на порядок -до 104 °С/с) образуются более крупные зерна эвтектики (аустенита и цементита), имеющей дендритное или пластинчатое строение (см. рис. 1, г). Происходит резкое снижение зернограничной прочности и на поверхности излома образуются крупные фасетки (грани) интеркристаллитного скола (рис. 2, г). В участках же образования остаточного аустенита и продуктов его распада (высокодисперсного мартенсита или ферритно-карбидной смеси) на изломе образуются участки высокодисперсного квазискола. Однако доля этих участков в общей площади излома невелика (не более 10 %), основным механизмом, определяющим разрушение металла оплавленного слоя, является интекристаллитный скол, что приводит к резкому снижению параметров трещиностойкости.
Сопоставление результатов проведенных исследований трещиностойкости и характера разрушения высокопрочного чугуна после плазменной обработки с результатами исследования абразивной износостойкости при аналогичных технологических схемах упрочнения [4] показывает, что сочетание наиболее высоких значений износостойкости и трещиностойкости реализуется в случае выполнения плазменной обработки без оплавления поверхности. В данном случае образуется поверхностный упрочненный слой с высокодисперсной мартенситно-графитной структурой и характерным квазисколом в качестве микромеханизма разрушения, обладающий наиболее высоким комплексом свойств. Такая обработка наиболее предпочтительна для ответственных чугунных деталей, работающих в условиях ударно-абразивного изнашивания, в частности, для поверхностного упрочнения направляющих планок металлорежущих станков [8]. Однако, плазменная обработка с оплавлением поверхности и нанесением поверхностного отбеленного слоя, несмотря на снижение трещиностойкости и износостойкости, может быть перспективна для ряда деталей (прокатные валки, валки для измельчения зерна и др.) благодаря возможности повышения других эксплуатационных свойств, как, например коррозионной стойкости, а также благодаря возможности нанесения специального поверхностного рельефа. В этом случае повышение работоспособности (износостойкости, трещиностойкости) может быть обеспечено нанесением не сплошного упрочненного слоя на всю рабочую поверхность детали, а упрочненного слоя дискретного строения с чередующимися твердыми и мягкими участками
Выводы
1. Наиболее высокие значения трещиностойкости после плазменного поверхностного упрочнения достигаются при обработке с нагревом до температуры, превышающей температуру аустенизации перлитной матрицы, но ниже температуры плавления. Образующийся слой закалки в твердом состоянии имеет высокодисперсную мартенситно-графитную структуру и под действием динамических нагрузок разрушается по микромеханизму высокодисперсного квазискола.
2. Снижение трещиностойкости чугуна при плазменной обработке с оплавлением поверхности обусловлено образованием отбеленного слоя со структурой квазиледебурита и характерным для него интекристаллитным сколом в качестве преобладающего микромеханизма разрушения. При этом с увеличением глубины оплавления и снижением дисперсности структуры и излома степень снижения трещиностойкости повышается.
Перечень ссылок
1. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов./И.И.Новиков - М.: Металлургия, 1986.-480с.
2. Григоръянц А.Г. Методы поверхностной лазерной обработки./,4./'./'ригорьянц, А.Н.Сафонов - М.: Высшая школа, 1987. - 191с.
3. Самотугин С. С. Плазменное упрочнение инструментальных материалов JC. С. Самотугин, Л.КЛещинский - Донецк: Новый мир, 2002. - 338с.
4. Самотугин С. С. Повышение износостойкости высокопрочного чугуна плазменным поверхностным упрочнением 1С.С.Самотугин, Л.С.Малинов, Ю.С.Самотугина //Вюник Приазов. держ. техн. ун-ту: Зб.наук.пр. - Мар1уполь,2004. - Вып. 14. - С. 161 - 164.
5. Самотугин С. С. Влияние способа упрочнения на твердость и трещиностойкость высокопрочного чугуна / С. С. Самотугин, Л. С.Малинов, Ю. С. Самотугина //Вюник Приазов. держ. техн. ун-ту: Зб.наук.пр. - Мар1уполь,2002 - Вип.12. - С.76 - 80.
6. Головин Г.Ф. Высокочастотная термическая обработка./ Г.Ф.Головин, М.М.Замятин - Л.: Машиностроение, 1990. -239с.
7. Хеллан К. Введение в механику разрушения :Пер. с англ. / К.Хелан - М.: Мир, 1988. - 564с.
8. Малинов Л.С. Плазменное упрочнение чугунных направляющих металлорежущих станков /Л. С.Малинов, Ю. С. Самотугина // Современные проблемы и перспективы развития станко-инструментального производства и совершенствование подготовки кадров: Материалы Международной научно-технической конференции. - Мариуполь: ПГТУ, 2003. -С.56 - 57.
9. Повышение износостойкости чугунных деталей дифференцированной (дискретной) плазменной обработкой / Самотугин С.С., Малинов Л.С., Самотугина Ю.С. Ляшенко Б.А. // Инженерия поверхности и реновация изделий: Материалы Международной научно-технической конференции. - К.: АТМ Украины, 2002. - С.158 - 161.
Статья поступила 14.04.2005
