СТРУКТУРА И СВОЙСТВА НА СТОМАНА Х12 СЛЕД КОМБИНИРАНО ПЛАЗМЕНО-ДЪГОВО ВЪЗДЕЙСТВИЕ И

ПОВЪРХНОСТНА ПЛАСТИЧНА ДЕФОРМАЦИЯ

СТРУКТУРА И СВОЙСТВА СТАЛИ Х12 ПОСЛЕ КОМБИНИРОВАННОГО ПЛАЗМЕННО-ДУГОВОГО ВОЗДЕЙСТВИЯ И ПОВЕРХНОСТНОЙ

ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИЙ

STRUCTURE AND PROPERTIES OF Ch12 (D3 AISI) STEEL AFTER COMBINED PLASMA-ARC TREATMENT AND SURFACE PLASTIC DEFORMATION

Dr. Eng. Kirov S., Eng. Ivanov I., Eng. Shamonin Y., Georgiev S.

Technical University of Varna, Bulgaria E-mail: s_kirov@abv.bg

Abstract: Application of complex thermal and deformation treatment leads to increasing of the saturation of the solid solution with carbon and alloying elements, change of the stress state on the surface, enhancement of the crystal structure defects and raising the dispersiveness of the structure components. Present work is aimed to establish the influence of the surface elastic-plastic deformation on the structural changes, connected with hardening of the residual austenite and its partial transformation into martensite in the surface layers after plasma-arc treatment. It was fixed by XRD analysis that the multiple surface deformation treatment of the zone of plasma-arc quenching by melting does not provoke carbides separation and transformation of the residual austenite into martensite. Structures, containing residual austenite, were strengthened in the utmost degree after each lap of the surface plastic deformation. Hardness increases more then 30%. KEYWORDS: PLASMA-ARC MELTING, SURFACE PLASTIC DEFORMATION, TOOL STEEL 1. Въведение Интензивното плазмено-дъгово въздействие върху обработваните метални повърхнини в повечето случаи предизвиква локално или пълно стопяване, което особено при високовъглеродните и високолегирани стомани (каквато е Х12) формира голямо количество остатъчен ауетенит с относително ниска твърдост спрямо закалените от твърдо състояние повърхностни слоеве. В повечето случаи това е нежелан момент от обработката на инструментите и се налагат действия за неговото отстраняване. Изискванията към инструменталната екипировка не допускат значителни количества остатъчен аустенит, който влияе отрицателно на повечето механични характеристики при закалените стомани. Въпреки повишената жилавост, остатъчният аустенит е с относително ниски твърдост и контактна якост. Възможностите за понижаване на количеството му се свързват с няколко процеса: обработка със студ, разпадане при високо-температурно отвръщане и превръщане при деформационно въздействие.

Процесът на разпадането на Аост в щамповите стомани от този тип в значителна степен зависи от степента на неговата стабилност, т.е. от легирането му в случая с Cr и C. Причината за разпадането на остатъчния аустенит при отвръщане се свързва обикновено с отделянето на карбидни фази, обедняващи и понижаващи неговата стабилност. От предварителни изследвания е установено, че това се извършва интензивно едва над температури от 550 оС.

От гледна точка на локалността на създадените обеми остатъчен аустенит, логично е да се въздейства с локални методи за неговото превръщане. В случая високотемпературното отвръщане и обработката със студ не са особено подходящи за това. Високо-температурното отвръщане би предизвикало значително понижаване на твърдостта до 450-500HV независимо дали сплавта е обемно или повърхностно закалена, а обработката със студ не винаги е удачна.

Според някои автори [1] процесите, протичащи при обработка със студ, силно се влияят от степента на легиране на аустенита, т.е. от температурата на закаляване. При по-високи температури количеството на разпадналия се аустенит е по-голямо, но и температурата на завършване на процесите е по-ниска, достигайки 100 оС. Обработка под тези температури е неефективна. При сравнителни изследвания е установено, че колкото повече е аустенита до обработката със студ, толкова повече е и неговото остатъчно количество след нискотемпературното охлаждане. В случая, когато става

въпрос за пълно разтваряне на карбидите и получаване на над 90% Аост обработката със студ се явява нецелесъобразна.

Известно е [1,2] че, деформационното въздействие би могло да предизвика превръщане на определени количества остатъчен аустенит в мартензит. Този процес се свързва както с температурата на деформационното въздействие спрямо температурния интервал на началото и края на мартензитното превръщане, така и със степента на деформация, която може да бъде еластична или еластично-пластична.

Освен това повърхностната пластична деформация (ППД) се съпровожда с наклепване на повърхностния слой, в резултат на което се повишава съпротивлението на материала срещу по-нататъшна деформация, понижава се пластичността и се увеличава твърдостта. Този процес се определя от развитието и преразпределението на дислокациите по линиите на плъзгане [3]. В резултат от неравномерната пластична деформация по дълбочина, в повърхностния слой се формират остатъчни напрежения. Като правило те са натискови на повърхността, а в дълбочина – опънови. При прилагане на големи деформиращи усилия и малки степени на деформация може да се наблюдават дефекти от вида на мрежа микропукнатини или отлюспване на деформиран метал. Разрушаването на деформираните повърхностни слоеве се свързва с настъпване на малко-циклова умора, предизвикана от прекомерното ниво на деформация на елементарните обеми в условията на циклично натоварване.

Съпротивлението срещу образуването на пукнатини е важна експлоатационна и структурно-зависеща характеристика, която се определя от степента на легиране на сплавите, фазовия състав, свойствата на отделните структурни съставни и техните обемни части. Един от методите за получаване на изделия с висока якост и в същото време с достатъчна жилавост е чрез прилагане на повърхностна пластична деформация, която уякчава съответните обеми метал и създава в тях натискови остатъчни напрежения. Целта на настоящата работа е да се установи влиянието на повърхностната еластично-пластична деформация върху извършващите се структурни промени, свързани с уякчаването на остатъчния аустенит и частичното му превръщане в мартензит в повърхностните слоеве след плазмено дъгово въздействие.

2. Методика на експеримента Повърхностното плазмено-дъгово уякчаване на

образци от стомана Х12 (D3 AISI) бе извършено чрез съоръжение, обезпечаващо колебателни движения на плазмотрона с честота 20-25 Hz напречно на посоката на уякчаване. Образците с размери 30х30х100mm3 бяха обработени при въздействие с плътност на мощността на енергийния поток Ns=1,5*104 W/cm3 и скорост на линейно преместване V=4-10 mm/s.

Повърхностната еластично-пластична деформация бе извършена върху универсална фрезова машина при неподвижен образец и въртящ се инструмент (фиг.1). Инструментът е закрепен ексцентрично към въртящия се шпиндел, при което осъществява кръгово и съотвтно линейно движение върху обработваната повърхност на образеца. Деформационното въздействие се извършва от сферично тяло с диаметър d=10,5 mm, като силата на въздействие F=650N е осъществена от предварително тарирана пружина. Деформиращото въздействие върху повърхността на тялото се извършва при скорост на въртене 250 min-1, диаметър на кръга D=15 mm и линейна скорост 12,5 mm/min. Експериментите бяха проведени при едно-, дву- и многократно преминаване на деформиращата съчма върху обработваната повърхност. Микроструктурните изследвания бяха проведени с помощта на оптичен микроскоп Neophot 32, а фазовият състав бе определен на рентгенов дифрактометър „Дрон-4”. Измерена бе твърдостта по дълбочина и ширина на слоя. 3. Резултати и анализ Енергийно-времевите параметри на процеса на плазмено-дъгово въздействие определят геометричните размери и механичните характеристики на зоната на закаляване. От гледна точка на настоящото изследване интерес представлява светлата, труднопроявяваща се зона, където настъпва пълно стопяване, а формиращата се нова структура при следваща кристализация в голяма степен се определя от интензивността на протичащите масопреносни процеси както и от пълното или частично разтваряне на първичните карбиди. При високата скорост на кристализация, хомогенната, наситена с хром, стопилка кристализира, формирайки фина дендритна структура с висока степен на дисперсност на карбидните и други съставни елементи. Основната фаза, която се образува при този процес е преситения и стабилизиран с хром и въглерод остатъчен аустенит, чието количество според рентгеноструктурния анализ надхвърля 90% (фиг.2). Аустенитната фаза, с характерна дендритна морфология, се

запазва до стайна температура (фиг.3), като мартензитното превръщане е подтиснато поради значителното понижаване на температурния интервал на аустенита. Металографски и микрорентгеноспектрално [4] е установено, че богатата на хром и бедна на желязо стопилка около дендритите кристализира като квазиевтектично-дисперсна структура с фини карбиди с размери в рамките на части от микрометъра (фиг.4). Въпреки това рентгеноструктурно не се откриват други фази като карбиди, които ако съществуват биха били в минимални количества.

При приложеното въртеливо-постъпателно движение сферичният деформиращ елемент предизвиква по повърхността на образеца контактни напрежения с различна стойност, определяща се от различното структурно състояние на сплавта под него – съответно комбинация в една или друга степен на мартензитна, карбидна и аустенитна фаза. В съответствие на това и механичните свойства, а от тях и петното на контакт ще се различават при преминаването на контратялото върху повърхността. Макар с известно приближение, използвайки корелация между твърдостта на съответните структури и натоварването върху съчмата, е определено петното на контакт (отчитайки само пластичната деформация), което е в границите на 0,2-0,3 mm. Това означава, че при евентуален преход по повърхността на образеца, сферата деформира пластично всяка точка 4-6, а еластично и повече пъти.

Очакванията, че при еднократно или многократно деформиране ще настъпят структурни промени, свързани с превръщането на аустенита в мартензит не се потвърдиха от рентгеноструктурния анализ (фиг.2). Върху дифрактограмата се забелязват следи от α-мартензитни линии, но това не може

да бъде потвърждение за съществуване на тази фаза.

F=650N

n=250 min-1

12,5mm/min

Ф10,5 Ф15

Фиг.1. Схема на проведената повърхностна пластична деформация.

Фиг.2. Дифрактограми на стомана Х12 след плазмено-дъгово въздействие – а) и плазмено-дъгово въздействие с последваща повърхностна пластична деформация от 2 прехода – б), от 4 прехода - в) и от 8 прехода - г).

0

500

1000

1500

2000

2500

3000

3500

50 70 90 110 1302θ

Intensity (a.u.)

ПДВ+ППД8

ПДВ+ППД4

ПДВ+ППД2

ПДВ

г) в) б) а)

(111) γ

(200) γ (220) γ (311) γ (110) α

(111) γ

(200) γ (220) γ (311) γ (110) α

(111) γ

(200) γ (220) γ (311) γ (110) α

(111) γ

(200) γ (220) γ (311) γ (110) α

Деформационното въздействие е съпроводено и с генерирането на определени количества топлина, която не е достатъчна за катализиране на фазовите промени. Не се наблюдава повишаване на количеството на карбидната фаза след процесите на многократна деформация, т.е. няма отделяне на карбиди, (както това е установено от други автори [2] ), които биха подпомогнали превръщането на Аост до М. Всъщност това би могло трудно да се извърши при тези ниски температури, като се вземе предвид, че аустенитът е легиран с почти цялото, съдържащо се в стоманата, количество хром след неговото пълно разтваряне при стопяване и подтискане на отделянето му под формата на карбиди при скоростната кристализация.

Известно е, че дори прегряване със 100 оС -150 оС над оптималната температура на обемно закаляване -1050 оС води до получаване на над 90% Аост при запазване на карбидите и текстурата им. При плазмено-дъгово въздействие и пълното разтваряне на карбидите и стабилизиране на остатъчния аустенит до 550 оС -570 оС трудно би могло да се очаква превръщането му, независимо от степента на пластична деформация. Рентгенограмите показват само значително уширение на линия (311) (табл.1), което се дължи на изменение на напрегнатото състояние в повърхностния слой и на

повишената деформация на кристалната решетка на аустенита. С всяко следващо деформационно въздействие ширината линиите нараства затихващо.

При ППД твърдостта по ширина на слоя запазва характера си на разпределение, определен от предходната термична обработка (фиг.5). Най-високи са стойностите при плазмено-дъгово закаляване от твърдо състояние (750-800HV), а най-ниски (480-500 HV)-след стопяване на повърхността и получаване на остатъчен аустенит. При следващата ППД най-

Таблица 1. Уширение на линия (311) на аустенита при комбинирано ПДВ и ППД на стомана Х12.

ППД, брой преходи

Ширина на профила Bm, rad

0 0,01361 2 0,01472 4 0,01551 8 0,01611

Фиг.3. Макроструктура на повърхностен слой и микроструктура на стопена зона на стомана Х12 след ПДВ и ППД (8 прехода на деформиращото тяло).

10 µm 100 µm

Фиг.4. Микроструктура на стопена зона на стомана Х12 след ПДВ и ППД (8 прехода на деформиращото тяло).

20 µmа) 10 µm б)

Фиг.5. Микротвърдост по ширина на уякчения слой след плазмено – дъгово въздействие и повърхностна пластична деформация при брой на преходите: 1 - 0 прехода; 2 - 2 прехода; 3 - 4 прехода; 4 - 8 прехода.

HV5

0

200

400

600

800

1000

8 8 4 0 4 Ос на сканиране

1

2

3

4

mm

голяма склонност към повишаване на твърдостта се проявява от аустенитната фаза. Увеличението при нея е 30% (фиг.5). Склонност към уякчаване, макар и в по-малка степен, се наблюдава и в останалите зони с мартензитно-карбидни структури. Чрез послойно определяне на твърдостта по дълбочина с достатъчно висока точност е установена дълбочината на уякчената зона в аустенита, която корелира с диаметъра на петното на контакт – 0,2-0,3mm (фиг.6).

4. Изводи

Чрез прилагането на комплексно термично и деформационно въздействие се постига увеличаване наситеността на твърдия разтвор с въглерод и легиращи елементи, изменение на напрегнатото структурно състояние на повърхността, повишаване на плътността на дефектите на кристалната структура и увеличаване дисперсността на структурните съставни.

Рентгенографски е установено, че многократното повърхностно деформационно въздействие върху зоната на плазмено дъгово закаляване с разтопяване не предизвиква отделяне на карбиди и превръщане на остатъчния аустенит до мартензит.

След всеки преход ППД уякчава в най-голяма степен структурите, съдържащи остатъчен аустенит, като увеличението на твърдостта надхвърля 30%.

5. Литература

1. Новиков И. И., Теория термической обработки маталлов, Металлургия, 1986, стр.480;

2. Бровер Г. И., Варавка В. Н., Блиновский В. А., О возможности повышения эффективности лазерной закалки дополнительным пластическим деформированием, ЭОМ, 1989г., № 3, стр. 16 – 18;

3. Нанкова Д. С., Нанков М. М., Повърхнстна пластична обработка на материалите в машиностроенето, Детелина – 98, Варна, 2003 г., стр. 136;

4. Киров С., Влияние на плазмено–дъговото въздействие върху структурните превръщания в стомана Х12, Четвърти международен конгрес “ Машиностроителни технологии 04 ”, Варна, 2004, том 3, стр. 93 – 96;

5. Рахштадт А. Г., Эпштейн Г. Н., Изучение процесса превращения остаточного аустенита в стали РФ1 и Х12М, Машиностроение, 1989 г., стр. 144 – 163;

6. Song R. G., Zhang K., Chen G. N., Electron beam surface treatment. Part I: surface hardening of AISI D3 tool steel, Vacuum 69 (2003) 513–516;

7. Song R. G., Zhang K., Chen G. N., Electron beam surface re-melting of AISI D2 cold-worked die steel, Surface and Coatings Technology 157 (2002) 1–4.

0,6 0,8

400

800

200

600

δ, mm0,2 0,4

HV0,05

Стопена

зона

и ППД

Стопена

зона

Зона

на

закаляване

от

твърдо

състояние

Фиг.6. Микротвърдост по дълбочина на уякчения слой след ПДВ и ППД.