CC BY
28
УДК 621.785.54
Е.Н. Сафонов
Нижнетагильский технологический институт (филиал) УрФУ
ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ЛОКАЛЬНОЙ ЗОНЫ УПРОЧНЕНИЯ ПРИ ПЛАЗМЕННОЙ ЗАКАЛКЕ ЗАЭВТЕКТОИДНЫХ
СТАЛЕЙ*
Заэвтектоидные стали, потенциально обладающие повышенными твердостью и износостойкостью при контактном нагружении, обычно применяются в термически упрочненном состоянии (закалка с отпуском) для обеспечения необходимой прочности. Такая термообработка не позволяет реализовать максимальную твердость рабочей поверхности деталей и сопровождается соответствующим уменьшением их эксплуатационного ресурса. Решение этой проблемы, особенно актуальной для массивных изделий типа прокатных валков, возможно при использовании термического упрочнения рабочих поверхностей, например плазменной закалкой [1]. При этом физико-химическое состояние и свойства материала во внутренних слоях изделия не изменяются, обеспечивая заданную конструктивную прочность. Поверхностное упрочнение таких изделий позволяет увеличить их износостойкость и срок службы за счет благоприятного сочетания высокой твердости поверхностного рабочего слоя с достаточно прочной сердцевиной, структура и свойства которой формируются на предшествующих этапах производства.
При нагреве поверхности детали плазменной дугой прямого действия основные характеристики термического цикла следующие: максимальная температура, время пребывания данной точки выше температуры точки Ась скорости нагрева и охлаждения определяются сочетанием параметров режима обработки и взаимозависимы. Например, с увеличением скорости перемещения дуги при прочих равных условиях понижаются максимальная температура цикла, время пребывания нагреваемого объема в аустенитной области и увеличивается скорость охлаждения. Увеличение мощности дуги, напротив, сопровождается ростом максимальной температуры, глубины прогрева, времени пребывания нагреваемого объема в температурном интервале существования аусте-нита, но, одновременно, увеличивается
*Из материалов конференции «Металлургия -2017»
размер зерна аустенита с соответствующим повышением точки Мн (температуры начала мар-тенситного превращения), возможно снижение скорости охлаждения.
Выявление закономерностей формирования размеров, структурно-фазового состава и свойств термообработанного воздействием плазменной дуги слоя, а также влияния на эти показатели технологических режимов процесса возможно на основе анализа результатов экспериментальных исследований.
Цель настоящей работы - определение рациональных параметров режима поверхностной плазменной закалки сталей 9ХС (0,88 % С), У10 (1,03 % С) и 170ХНМ (1,65 % С) на основе исследования структуры и свойств локальной зоны упрочнения.
Обработку образцов из предварительно отожженных сталей с исходной перлитно-цементитной структурой осуществляли дугой прямой полярности в аргоне. Диапазон изменения параметров режима: ток плазменной дуги 130 - 300 А, скорость ее перемещения 1 -5 см/с. Напряжение на дуге составляло 21 - 23 В. Сочетания параметров режима вы-
" 500 750 1000 1250 150017502000 2250 25002750 Погонная энергия, Дж/см
Рис. 1. Влияние погонной энергии (q) дуги на глубину (h) зоны плазменной закалки заэвтектоидных сталей: ◄ - 9ХС; ▲ - У10; • - 170ХНМ
бирали с учетом обеспечения максимальных производительности процесса, глубины и ширины зоны закалки при отсутствии макрооплавления поверхности.
Геометрические размеры (глубину и ширину), структуру и микротвердость локальной зоны упрочнения изучали на поперечных микрошлифах. Использовали оптические микроскопы Neophot-2, Zeiss Observer D1m (увеличение 50 - 1000) и программное обеспечение Thixomet PRO. Измерение микротвердости пирамидой Виккерса под нагрузкой 1,962 Н (200 г) проводили на твердомере Future-Tech 300 и ПМТ-3 под нагрузкой 0,784 Н (80 г) в сечениях с максимальной глубиной зоны упрочнения. Фазовый анализ поверхностного слоя проводили с использованием рентгеновских дифрак-тометров ДРОН-1, ДРОН-3 в Fe и Co Ка-излучениях.
В результате проведенных исследований установлено, что с увеличением тока плазменной дуги глубина, ширина и твердость локальной зоны упрочнения возрастают. Увеличение скорости перемещения дуги при фиксированном значении тока сопровождается снижением этих показателей, что объясняется уменьшением погонной энергии процесса тепловложения.
Таким образом, определяющее влияние на геометрические размеры локальной зоны плазменной закалки, характеристики температурного поля и термического цикла процесса термообработки оказывает величина удельного теплового потока через поверхность (погонной энергии, представляющей отношение эффективной тепловой мощности дуги к скорости ее поступательного перемещения).
Зависимости глубины локальной зоны плазменной закалки исследованных сталей от погонной энергии дуги в изученном диапазоне параметров режима представлены на рис. 1. С увеличением погонной энергии дуги глубина зоны плазменной закалки возрастает для всех исследованных сталей, однако с увеличением содержания углерода этот рост замедляется, что можно связать с соответствующим уменьшением
теплопроводности. Необходимо отметить, что для стали 170ХНМ погонная энергия порядка двух тысяч Дж/см близка к предельной, поскольку дальнейшее ее увеличение сопровождается макрооплавлением поверхности. На рис. 2 представлены зависимости изменения микротвердости по глубине закаленной зоны исследованных сталей при различных значениях погонной энергии. Можно отметить, что фазовые превращения, протекающие в поверхностном слое при плазменной обработке, позволяют эффективно увеличить микротвердость всех исследованных сталей в зоне термического влияния. Так, для закаленного дугой с погонной энергией 2618 Дж/см поверхностного слоя стали 9ХС характерно наличие остаточного аустенита (до 43 %), игольчатого мартенсита пластинчатой морфологии (до 51 %) с дисперсностью 5 - 15 мкм и до 6 % карбидной фазы. Начиная с глубины примерно 0,5 мм (для центрального сечения) содержание остаточного аустенита понижается, карбидной фазы увеличивается, а в структуре наряду с мартенситом появляется троостит с межпластинчатым расстоянием 0,1 - 0,15 мкм. Микротвердость этой зоны уменьшается в соответствии с объемным соотношением присутствующих фаз. На глубине 1,3 - 1,5 мм троостит постепенно замещается сорбитом с межпластинчатым расстоянием 0,3 - 0,5 мкм и пластинчатым перлитом. На глубине 1,7 мм и далее влияние поверхностного нагрева не прослеживается, структура представлена перлитом и вторичным цементитом с характерной для нее микротвердостью (рис 3). Для других режимов обработки общие закономерности формирования структурно-фазового состояния зоны упрочнения сохраняются с соответствующим уменьшением протяженности участков однородной структуры и изменением соотношения структурных составляющих.
Рис. 2. Изменение микротвердости (НУ 0,08) по глубине (в) зоны плазменной закалки сталей
9ХС (а), У10 (б), 170ХНМ (в) при погонной энергии дуги 2094 Дж/см (а, в) и 2375 Дж/см (б)
На рис. 4 показано влияние погонной энергии плазменной дуги на соотношение показателей структурных составляющих в поверхностном слое локальной зоны закалки стали У10. Фазовый анализ поверхностного слоя показал, что на линиях у-фазы наблюдается асимметрия со стороны больших углов отражения, что свидетельствует о незавершенности процессов гомогенизации аустенита при нагреве. Кроме того, величина определенного методом экстраполяции истинного параметра решетки аустенита для всех режимов выше, чем соответствующая общему содержанию углерода в стали (примерно 1 %). Количество углерода в аустените, рассчитанное по этим параметрам, зависит от погонной энергии термообработки и изменяется в пределах 1,3 - 1,6 %. Это свидетельствует о
Рис. 3. Изменение микротвердости по глубине локальной
том, что полной гомогенизации аустенита по
зоны плазменной закалки стали 9ХС при различных ' ^
значениях погонной энергии дуги
Рис. 4. Влияние погонной энергии дуги при плазменной закалке стали У10 на объемную долю остаточного аустенита в поверхностном слое (Ао, %), параметр решетки аустенита (ау, А), объемную долю мартенсита закалки в составе а-фазы (Мз,
%), концентрацию углерода в мартенсите закалки (См, %).
углероду даже в поверхностном, наиболее нагретом дугой слое в диапазоне исследованных параметров режима не происходит.
Поскольку отражений от цементита на ди-фрактограммах не отмечено, логично предположить, что локальное обогащение аустенита углеродом происходит за счет его растворения, а температурно-временные условия диффузии при этом недостаточны для полного выравнивания концентрации углерода. Так как обогащенный углеродом аустенит имеет повышенную устойчивость против распада при охлаждении, в по-
верхностном слое образцов, обработанных при рассматриваемом сочетании параметров режима, фиксируется высокая (до 78 %) концентрация остаточного аустенита. В диапазоне малых значений погонной энергии дуги содержание остаточного аустенита не превышает 30 %.
В ходе рентгеноструктурного анализа стали У10 отмечено смещение дифракционных линий а-фазы в сторону меньших углов отражения, что свидетельствует о присутствии а-твердого раствора, обогащенного углеродом. Экспериментально установлено, что плазменная обра-
ботка стали У10 при повышенных значениях погонной энергии дуги позволяет зафиксировать мартенсит с содержанием углерода более 1 %, причем максимальное количество высокоуглеродистого мартенсита, рассчитанное при графическом разделении мартенситного мультиплета, составило 85 % от общего количества а-фазы. При начальных значениях исследованного диапазона погонной энергии концентрация углерода в мартенсите не превышает 0,6 - 0,7 %, а количество высокоуглеродистого мартенсита в составе а-фазы уменьшается примерно до 40 % (рис. 4). Таким образом, с увеличением погонной энергии плазменной закалки в заэвтектоид-ных сталях увеличивается степень растворения избыточного цементита, аустенит насыщается углеродом, что ведет к образованию значительной доли остаточного аустенита совместно с углеродистым тетрагональным мартенситом повышенной твердости при охлаждении.
Увеличение тепловложения с ростом погонной энергии дуги при плазменной закалке способствует достижению более высоких температур нагрева поверхности и увеличению времени ее пребывания в области температур выше Ас1. В то же время более мягкое влияние параметров обработки с увеличением концентрации углерода в заэвтектоидных сталях объясняется наличием структурно-свободного цементита (например, количество карбидной фазы в стали 170ХНМ достигает 15 - 20 %). Поскольку карбиды обладают пониженной по сравнению со сталью теплопроводностью, чем больше содержание карбидной фазы, тем выше энергозатраты для формирования термообработанного слоя определенной глубины.
Рассматривая влияние погонной энергии дуги на структурно-фазовый состав и твердость зоны упрочнения, необходимо учитывать, что при нагреве заэвтектоидных сталей выше температуры фазового перехода средняя концентрация углерода в аустените возрастает от 0,8 % за счет растворения карбидных фаз. Устойчивость аустенита при этом увеличивается.
Здесь необходимо отметить, что механизм и кинетика аустенитного превращения при быстром нагреве, характерном для плазменной закалки, до настоящего времени подробно не исследованы. Известно несколько гипотез механизма аустенитизации, проанализированных в работе [2], но при любом механизме образуется аустенит, неоднородный по углероду [3, 4], и эта неоднородность при быстром охлаждении наследуется продуктами его превращения. В результате, после охлаждения в тонком (примерно до 0,3 мм) поверхностном слое фиксируется высокоуглеродистая аустенитно-
мартенситная структура, микротвердость которой изменяется в пределах от 850 до 1200 НУ 0,08 в зависимости от соотношения присутствующих фаз и морфологии мартенсита (рис 2). И в том, и в другом случаях степень завершенности перераспределения углерода, которая контролируется температурно-временными показателями термического цикла обработки и зависит от исходной структуры стали, может существенно различаться. Это, в свою очередь, определяет значительное разнообразие структурных состояний зоны термического влияния, фиксируемых после обработки. Например, известно, что твердость мартенсита эффективно возрастает при увеличении в нем концентрации углерода до 0,6 %, далее увеличение твердости замедляется. Поэтому режим обработки заэвтектоидной стали должен обеспечить степень растворения карбидов, достаточную для получения мартенсита с такой концентрацией. Дальнейший рост тепло-вложения и растворение карбидной фазы увеличивают долю остаточного аустенита. Следовательно, для заэвтектоидных сталей при обработке на максимальную твердость поверхности предпочтительны режимы с тепловложением, обеспечивающим необходимую степень насыщения аустенита углеродом из растворяющейся карбидной фазы.
При режимах с минимальным из исследованных тепловложением в поверхностном слое заэвтектоидных сталей формируется преимущественно мартенситная структура, содержащая до 30 % остаточного аустенита, концентрация углерода в мартенсите составляет примерно 0,65 %, а доля высокоуглеродистого мартенсита в составе а-фазы не превышает 30 %. Твердость поверхности с такой структурой достигает 1000 НУ 0,2 и постепенно уменьшается по глубине.
Увеличение тепловложения сопровождается формированием в поверхностном слое исследованных сталей повышенной (до 78 %) доли высокоуглеродистого содержащего примерно 1,5 % С остаточного аустенита, увеличением концентрации углерода в мартенсите (свыше 1 %) и ростом объемной доли высокоуглеродистого мартенсита в составе а-фазы. Такая структура, представляющая собой композицию твердых составляющих (мартенсита и карбидов в менее твердом остаточном аустените), характеризуется значительным разбросом микротвердости (рис. 3), потенциально нестабильна после охлаждения и обладает повышенным запасом износостойкости. Мартенситное превращение остаточного аустенита, протекающее в процессе контактно-ударного или абразивного взаимодействия с изнашивающей средой, обеспечивает не только
повышение твердости, но и частичную диссипацию энергии разрушения в сочетании с релаксацией напряжений при образовании кристаллов мартенсита деформации. Износостойкость рабочих поверхностей деталей в процессе такой трансформации структуры многократно возрастает.
Таким образом, изменяя погонную энергию дуги с помощью целенаправленного выбора параметров режима плазменной закалки заэвтек-тоидной стали, можно сформировать поверхностный слой, обладающий дисперсной мартен-ситно-аустенитно-карбидной структурой с переменным содержанием составляющих фаз. При повышенном содержании углеродистого мартенсита и карбидов твердость такого слоя будет максимальной для данного состава стали, а поверхность будет обладать повышенной износостойкостью в условиях работы инструмента деформации, контактного трения качения и скольжения. В случае, если преобладающей фазой в составе этого слоя является высокоуглеродистый остаточный аустенит, твердость поверхности будет ниже, однако в соответствующих условиях эксплуатации можно реализовать механизм превращения аустенита в мартенсит деформации с повышением износостойкости.
Выводы. Исследовано влияние погонной энергии процесса плазменной закалки заэвтек-тоидных сталей на структуру и свойства (глубина и твердость) локальной зоны упрочнения. Показано, что по глубине зоны формируется градиентная структура с закономерно изменяющимися дисперсностью и микротвердостью составляющих. Структурно-фазовое состояние этой зоны обеспечивает плавный переход механических свойств от закаленного слоя к основному металлу. В поверхностном слое зоны упрочнения формируется дисперсная мартен-
ситно-аустенитно-карбидная структура с переменным в зависимости от режима обработки содержанием составляющих, далее по глубине концентрация остаточного аустенита и мартенсита уменьшается, в структуре появляется тро-остит, который постепенно замещается сорбитом. Глубже располагается перлитно-цементитная структура сталей, не претерпевшая фазовых превращений в результате термического воздействия. На основании результатов исследований установлены закономерности, позволяющие целенаправленно управлять структурным состоянием и технологическими свойствами зоны упрочнения исследованных сталей, добиваясь их оптимального соотношения для различных условий изнашивания.
БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК
1. Балановский А.Е. Основные вопросы теории плазменного поверхностного упрочнения металлов (Обзор, часть первая) // Упрочняющие технологии и покрытия. 2015. № 12. С. 18 - 30.
2. Дьяченко С.С. Образование аустенита в железоуглеродистых сплавах. - М.: Металлургия, 1982. - 128 с.
3. Christian J.W. The theory of transformations in metals and alloys. - Oxford: Pergamon Press, 2002. - 617 p.
4. Shtansky D.V., Naka K., Onomori Y. Perlit to austenite transformation in an Fe - 2,6 Cr - 1 C alloy // Acta mater. 1999. Vol. 47. No. 9. P. 2619 - 2632.
© 2017 г. Е.И. Сафонов Поступила 27 ноября 2017 г.
