Влияние магнитной и магнитно-абразивной обработки на фазовый состав и структуру поверхностного слоя инструментальных сталей

ЭЛЕКТРОФИЗИЧЕСКИЕ И ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ОБРАБОТКИ

УДК 621.921

Влияние магнитной и магнитно-абразивной обработки на фазовый состав и структуру поверхностного слоя инструментальных сталей

Ю. М. Барон

Введение

Независимо от технологического способа, примененного для финишной обработки, свойства и шероховатость полученной поверхности являются своеобразным отображением процессов, происходящих в контакте инструмент— заготовка. Исследованиям влияния магнитного поля на свойства металлов и их поверхностей были посвящены работы отечественных и зарубежных ученых [1-8, 11 и др.].

Магнитно-абразивная обработка (МАО) используется для полирования поверхностей простой и фасонной форм, округления острых кромок, удаления заусенцев. В процессе МАО на поверхности заготовки механически воздействуют: ферромагнитные абразивные зерна, производящие абразивное резание и микропластические деформации, и магнитное поле в виде многократного перемагничивания.

Магнитную обработку (МО) применяют в целях упрочнения поверхностей или изменения специфических свойств поверхности. В известных способах магнитной обработки используются разные по виду и характеристикам магнитные поля. В наших исследованиях магнитную обработку производили вращением образцов между полюсами электромагнита постоянного тока. Тот же эффект получается при вращении магнитов или их полюсов относительно упрочняемой поверхности.

В процессах МАО и МО каждый микрообъем поверхностного слоя заготовки (или образца) испытывает действие циклических магнитострикционных деформаций и напряжений, циклически изменяющихся сил магнитного притяжения, индукционных токов и выделяемой ими теплоты. Плотность магнитных потоков и вихревых токов убывает по мере удаления от поверхности в глубь тела. Соответственно уменьшаются по мере удаления от поверхности перечисленные эффекты.

В исследовании использованы образцы в форме тонкостенных колец из закаленных

сталей У10А, Р18, Р6М5, Р6М5К5, Р9К5. Образцы перед МАО и МО шлифовали в одинаковых условиях. Структуру и фазовый состав поверхностного слоя исследовали на косых шлифах с помощью металлографического микроскопа и методом рентгено-спектраль-ного анализа. Для оценки напряженного состояния поверхностного слоя измеряли остаточные напряжения первого рода по методу Н. Н. Давиденкова.

Структура поверхностного слоя

На образцах из стали У10А (64-67 HRC3) после тонкого шлифования поверхностный слой имел структуру пластинчатого мартенсита с редкими вкраплениями глобулей карбидов. Тонкий слой у поверхности толщиной до 0,3 мкм имел светлую окраску (слабая склонность к травлению) из-за повышенного содержания остаточного аустенита (Аост). После операции МАО слабо травящийся слой исчез, и на всей просматриваемой глубине шлифа (0,4 мм) наблюдается мелкодисперсный «бесструктурный» мартенсит с плотно распределенными в нем мелкими карбидами зернистой формы [3].

Отсутствие слабо травящегося слоя может быть объяснено тем, что наиболее насыщенный остаточным аустенитом слой, возникший при шлифовании, удаляется в процессе МАО, и новый Аост не появляется из-за низких температур (менее 15 °С [9]), действовавших на обрабатываемой поверхности.

У быстрорежущих сталей, обладающих мартенситно-карбидной структурой с более высоким энергетическим уровнем стабильности, МАО вызывает менее заметные структурные изменения, чем у углеродистых инструментальных сталей. До шлифования, после стандартной для этих сталей термообработки, остаточный аустенит практически отсутствовал. После шлифования на косых шлифах

у поверхности регистрируется тонкии нетравя-щийся слоИ. Сравнение структуры стали Р18 на косых шлифах до и после перемагничи-вания (х340) показало, что в результате МО увеличилась плотность распределения карбидов с увеличением их размеров, происходит коагуляция карбидов.

Содержание остаточного аустенита

и кристаллическое строение

Отсутствие слабо травящегося слоя после МАО может быть объяснено тем, что наиболее насыщенный остаточным аустенитом слой, возникший при шлифовании, удаляется, и новый Аост не появляется из-за низких температур (менее 150 °С [9]), действовавших на обрабатываемой поверхности в процессе МАО. Во время МО высокие температуры на обрабатываемой поверхности также отсутствовали.

Содержание Аост у разных марок быстрорежущих сталей после шлифования на одинаковом режиме может составлять 30-47 %. МАО приводит к полному удалению Аост (кривая 3 на рис. 1). В процессе МАО удалялся слой 5...7 мкм. Следовательно, на неудаленной части дефектного слоя Аост исчез из-за его мартенситного превращения.

МО (без участия магнитно-абразивного порошка) тоже снижает содержание Аост, но в меньшей степени (кривая 2 на рис. 1).

Интенсивность фазового превращения у^а в поверхностном слое зависит от режима проведения МАО и МО. Изотермический распад Аост имеет инкубационный период. По этой причине при малых частотах пере-магничивания либо абразивного воздействия фазовое превращение протекает более полно. Увеличение числа циклов механического и магнитного воздействия сопровождается на-

Аос

40

20

%

1

J _ 2 —«

3

Г 1,Г,

0 2 4 6 8

Количество циклов воздействия N х 103

Рис. 1. Содержание остаточного аустенита в поверхностном слое стали Р6М5:

1 — после шлифования; 2 — после МО; 3 — после МАО

ращиванием наблюдаемого эффекта. Это же обстоятельство позволило предположить, что мартенситное превращение продолжается и после окончания МАО и МО. Соответственно повышаются положительные эффекты от этого превращения по мере увеличения длительности выдержки образца (инструмента, изделия) после обработки. Это предположение подтвердилось экспериментами, где было показано, что переход атомов углерода из мартенсита в карбидную фазу продолжается и после окончания перемагничивания.

Более полная картина о происходящих превращениях в поверхностном слое быстрорежущих сталей получена с помощью рент-геноспектроскопических, оже-спектроскопи-ческих исследований (табл.). Здесь тоже отмечено существенное уменьшение остаточного аустенита. Распад остаточного аустенита в поверхностном слое закаленных быстрорежущих сталей в процессе МАО и МО сопровождается уменьшением параметра с, увеличением параметра а кристаллической решетки мартенсита, уменьшением содержания углерода в мартенсите, увеличением параметра кристаллической решетки Ме6С (основного представителя карбидов, присутствующих в поверхностном слое после выполнения МАО или МО).

Это подтверждает установленное ранее в работах [10, 12], что превращение аустенита в мартенсит наряду с полиморфным превращением у^а-твердых растворов углерода в железе сопровождается диффузионным перераспределением углерода в кристаллической решетке мартенсита с образованием карбидной фазы.

МАО удаляя часть предшествующего дефектного слоя, по большинству параметров тонкой структуры дает более сильные изменения по сравнению с перемагничиванием. Присутствие кобальта в составе стали увеличивает наблюдаемые изменения.

По данным работ [10, 12], аустенит, по сравнению с мартенситом, обладает пониженными твердостью, сопротивлением пластическим деформациям, прочностью и теплопроводностью. Наличие Аост в поверхностном слое закаленных сталей снижает эксплуатационные характеристики поверхностей изделий и инструментов из этих сталей. Шлифование закаленных сталей в качестве заключительной обработки поверхности, с одной стороны, обеспечивает окончательную точность формы и размеров поверхности, а с другой стороны, создавая в поверхностном слое повышенное содержание Аост, ухудшает эксплуатационные

Таблица

Данные о фазовом составе и кристаллическом строении поверхностного слоя быстрорежущих сталей после шлифования, МАО и МО

Контролируемый параметр Вид обработки Р6М5 Р9К5 Р6М5К5

Содержание остаточного аустенита, % Шлифование 36 29 47

МАО 0 0 0

МО 30 9 37

Параметр с кристаллической решетки Шлифование 2,8854 2,8820 2,8880

мартенсита, А МАО 2,8570 2,8421 2,8380

МО 2,8670 2,8662 2,8550

Параметр а кристаллической решетки Шлифование 2,8690 2,8702 2,8722

мартенсита, А МАО 2,9400 2,8843 2,8841

МО 2,8740 2,8840 2.8731

Показатель с/а тетрагональности Шлифование 1,073 1,004 1,006

кристаллическои решетки мартенсита МАО 0,971 0,985 0,984

МО 0,998 0,994 0,994

Содержание углерода в мартенсите, % Шлифование 0,41 0,60 0,65

МАО 0,31 0,48 0,38

МО 0,38 0,40 0,45

Параметр кристаллической решетки Шлифование 10,9922 11,0050 10,9600

карбидов Ме6С, Е МАО 11,0050 11,0401 11,0000

МО 10,99211 11,0360 10,9891

свойства поверхности и долговечность изделия. Магнитно-абразивная обработка (МАО), выполняемые вслед за шлифованием, полностью или частично удаляют остаточный ау-стенит в поверхностном слое.

После МО, как и после МАО, пластинчатый мартенсит превратился в мелкодисперсную структуру с выделившимися мелкими сфероидальными карбидами, равномерно распределенными по площади шлифа. Особенностью структуры поверхностного слоя образцов, подвергнутых МО, является наличие у поверхности сильно травящегося слоя, глубина распространения которого (1-5 мкм) увеличивается по мере увеличения длительности перемагничивания. Напомним, что у поверхности шлифованного образца имела место наибольшая концентрация остаточного аусте-нита вторичной закалки. Под воздействием циклических магнитострикционных напряжений и деформаций в процессе МО остаточный аустенит превращается в мартенсит. Распад остаточного аустенита и по этой причине повышенная травимость шлифа в первую очередь у самой поверхности объясняется также тем, что именно там имели место наибольшая плотность магнитных потоков и индукционных электрических токов, которые, по нашему мнению, тоже повинны в наблюдаемом фазовом превращении. Находящиеся ближе к поверхности слои металла более податливы к деформациям под действием циклических изменяющихся напряжений магнитострикцион-

ного и другого происхождения. Циклически возникающие напряжения и вызванные этими напряжениями микропластические и упругие деформации, по-видимому, стимулируют протекание мартенситного превращения и распад остаточного аустенита.

Образующаяся после МАО структура не уступает по твердости структуре пластинчатого мартенсита. По мнению автора [10], наблюдаемое нами преобразование структуры должно приводить к повышению предела текучести и ударной вязкости поверхностного слоя. Полное или частичное превращение остаточного аустенита в мартенсит должно вызывать увеличение твердости поверхности, а из-за тенденции увеличения объема кристаллической решетки во время (у^а)-превращения в поверхностном слое должны возникать остаточные напряжения сжатия.

Твердость поверхностного слоя

Изменение содержания аустенита, переход углерода из раствора в у-железе в карбидную фазу повышает твердость, прочность, теплопроводность поверхностного слоя. Увеличение твердости поверхности имеет прямым следствием повышение ее износостойкости. Фазовые и структурные изменения поверхностного слоя сопровождаются повышением твердости по сравнению с твердостью, зафиксированной после шлифования (рис. 2).

ЧЕТАППООЕ

16

14

I 12

0

И

1 10

о

3

2

4

6

8

10

Глубина от поверхности к, мкм

Рис. 2. Микротвердость поверхностного слоя закаленной стали У10А:

1 — после МАО, зернистость 200—250 мкм; 2 — после МАО, зернистость 100—160 мкм; 3 — после шлифования

Микротвердость поверхностного слоя на глубине 2-8 мкм повысилась на 17-22 %. Обработка более крупными зернами магнитно-абразивного порошка приводит к большему повышению твердости и на большей глубине, поскольку на крупные зерна действуют большие магнитные силы, определяющие в процессе МАО силы резания [3]. Судя по данным на рис. 2, наблюдаемые изменения структуры поверхностного слоя в процессе МАО могут быть объяснены и пластическим деформированием обрабатываемой поверхности механическим путем. Распад остаточного аустенита в процессе МО происходит в основном под воздействием циклических магнито-стрикционных напряжений и вызванных ими микропластических деформаций.

Остаточные напряжения

в поверхностном слое

Описываемое фазовое превращение имеет еще один аспект. В процессе перестройки у^а-кристаллической решетки происходит увеличение ее объема. Поскольку названные превращения преимущественно происходят в тончайшем приповерхностном слое, то размеры изделия при этом не изменяются, а в поверхностном слое возникают остаточные напряжения сжатия. Внутренние остаточные напряжения после шлифования имеют преимущественно положительный знак, сравнительно небольшие значения и распространяются на глубину до 20 мкм (рис. 3).

Во время МАО на глубине 3-4 мкм сформировались остаточные напряжения сжатия с высокими численными значениями (8001400 МПа), зависящими от магнитной индук-

400

200

* « о

я >2

§ §-200

§

§ <£-400

-1000

-1200 -1400

осле шлифования

/V ¿Ъл 1 __

£Г 5 10 15 от поверх к, мкм 20

к, 0,6 Т Глубина л ности

(¡¡¡^гПосл е МАО

1,0

1,6

Л 1

Ь4

Рис. 3. Остаточные напряжения после шлифования и МАО с разной магнитной индукцией в рабочих зазорах

« й, Г

оч

400 200

0

-200 -400 -600 -800

Шлифова] ние

0,6 с 5Г 10 лубина от ности к, 15 поверх-мкм 20

0,2

0,6 1

1

Рис. 4. Остаточные напряжения в поверхностном слое после шлифования и магнитной обработки с разными длительностями цикла перемагничивания

ции в рабочих зазорах, изменявшейся в диапазоне В = 0,6 + 1,6 Тл.

Отдельными экспериментами выявлено участие магнитного поля в образовании остаточных напряжений сжатия. На рис. 4 представлен результат одного из этих экспериментов с измерением остаточных напряжений на образцах из стали У10А после шлифования и после МО с разной длительностью циклов пе-ремагничивания. Магнитная обработка, как и МАО, создает в поверхностном слое остаточные напряжения сжатия, значения которых на глубине до 1 мкм увеличиваются по мере увеличения длительности каждого цикла перемагничивания.

Роль происходящих в поверхностном

слое изменений

Атомы углерода, растворенные в гранецен-трированной кубической решетке аустенита, при превращении у^а сохраняют свое поло-

жение в объемно-центрированной решетке а-железа, искажая ее и сообщая ей тетрагональную призматическую форму. Уменьшение тетрагональности мартенсита, характеризуемое отношением параметров с/а, объясняется снижением содержания углерода в мартенсите [13]. Уменьшение тетрагональ-ности мартенсита из-за изменения энергии межатомных связей в решетке само по себе влечет увеличение прочности мартенсита, повышение ударной вязкости и теплопроводности [10, 12].

Снижение твердости мартенсита в связи с выходом из его решетки атомов углерода компенсируется карбидной фазой, поскольку твердость быстрорежущих сталей обусловлена главным образом дисперсностью и количеством карбидов [10].

Приращение твердости после МАО на закаленной стали Р6М5 составляет 22-29 %, на титановом сплаве ВТ5 — 10 %, на алюминиевом сплаве АМГц3 — 14 %. Повышение твердости наблюдается на глубинах 12-20 мкм. На приращение твердости влияют условия МАО: зернистость магнитно-абразивного порошка и скорость резания. Перемагничи-вание стали в процессе МАО тоже вносит свой вклад в приращение твердости до 16 % (на закаленных сталях) за счет частичного распада остаточного аустенита и увеличения концентрации карбидообразующих элементов.

Обращает на себя внимание также факт, что изменения фазового состава и кристаллического строения более ярко выражены на сталях, содержащих кобальт. Это обстоятельство дает основание предположить, что упрочняющее действие МАО и МО сильнее проявится на инструментах из кобальтовых быстрорежущих сталей. Роль кобальта в этом случае проявляется в улучшении магнитных свойств стали и ее склонности к магнито-стрикции [14].

Магнитострикционный механизм инициирования наблюдаемых изменений в строении поверхностного слоя, по нашему мнению, является одним из основных, приводящих к фазовым превращениям и диффузионным явлениям, которые в конечном итоге обеспечивают повышение эксплуатационных свойств поверхности.

Пластическое деформирование приповерхностного слоя в процессе МАО, сопровождающееся на закаленных сталях распадом остаточного аустенита, приводит к созданию в приповерхностном слое остаточных напряжений сжатия, независимо от знака остаточных на-

пряжений, имевших место после предшествовавшей обработки. Напряжения сжатия после МАП действуют в тонком слое (к < 4 мкм), резко снижаясь по глубине приповерхностного слоя. Глубина к распространения напряжений сжатия мало изменяется при разных режимах полирования. Остаточные напряжения сжатия при работе деталей на растяжение, изгиб и кручение разгружают приповерхностный слой от напряжений, вызванных внешними нагрузками, увеличивая выносливость деталей машин. Напряжения сжатия повышают контактную выносливость стальных поверхностей.

После магнитной обработки максимумы образующихся напряжений зависят от режима перемагничивания (числа циклов Иц и длительности каждого цикла X). Увеличение Ыц и X приводит к росту значений -аост и степени упрочнения поверхности. Вскрытые возможности и закономерности перемагничивания были положены в основу нового направления упрочнения стальных режущих инструментов и изделий перемагничиванием, которое было реализовано в промышленности.

Весь перечень изменений в поверхностном слое после МАО или МО положительно отражается на износостойкости обработанных поверхностей. Это подтверждено и испытаниями образцов на машине трения и производственными внедрениями упрочненных этими методами режущих инструментов.

Результаты испытаний цилиндрических образцов

из закаленной стали Р6М5 на износостойкость

Длительность

МАП, мин......... 0,5 1,0 2,0 3,0 5,0

Полученная шероховатость Яг, мкм . . . 0,75 0,45 0,35 0,27 0,23

Повышение износостойкости Ди, %..... 25 75 250 280 300

П р и м е ч а н и е: Повышение износостойкости дано в сравнении с износом, полученным на шлифованных образцах.

По сравнению со шлифованными образцами получено повышение износостойкости для стали Р6М5 в 1,6-1,8 раза, для стали Р18 — в 3,2-3,8 раза. Установлено также, что в результате перемагничивания стали Р6М5 снижаются начальный коэффициент сухого трения и коэффициент граничного трения и увеличиваются период приработки и прочность смазочных пленок. МАО после шлифования повышает износостойкость титанового сплава ВТ5 и твердого сплава ВК8 в 2-2,5 раза. Установлено положительное влияние МАО и МО на усталостную долговечность.

WflllOOK

Выводы

В результате МАО и МО повышается твердость обработанной поверхности, остаточные напряжения растяжения в поверхностном слое преобразуются в напряжения сжатия, достигающие высоких значений.

Происшедшие в результате механического и магнитного воздействия структурные и фазовые превращения определяют повышенную износостойкость и циклическую долговечность поверхностей и изделий.

Выполненные исследования позволяют рекомендовать МАО (для различных сплавов) и МО (для ферромагнитных сталей) на заключительной стадии изготовления ответственных поверхностей.

Литература

1. Садовский В. Д. Некоторые методы упрочнения стали //Процессы упрочнения деталей машин. — М.: Наука, 1964. С. 7-13.

2. Бернштейн М. Л. Термомагнитная обработка стали. М.: Металлургия, 1968. 95 с.

3. Барон Ю. М. Теоретическое и экспериментальное исследование процесса абразивной обработки деталей в магнитном поле //Дис. канд. техн. наук. Л., 1969. 212 с.

4. Димитров Л. П. Влияние магнитной обработки на аустенитно-мартенситное превращение в поверхностном

слое, полученном после заточки быстрорежущей стали // Сб. докл. ВИММЕСС. Русе. 1971. № 13. С. 73-81.

5. Галей М. Т. Повышение стойкости режущих инструментов путем магнитной обработки // Станки и инструмент. 1973. № 5. С. 31.

6. Сакулевич Ф. Ю., Минин Л. К., Олендер Л. А. Магнитно-абразивная обработка точных деталей. Минск: Вышейш. шк., 1977. 288 с.

7. Сенчило И. А. Исследование технологического процесса упрочнения инструментов из быстрорежущей стали перемагничиванием // Дис. канд. техн. наук. Л., 1978. 200 с.

8. Разработка метода повышения стойкости металлорежущих инструментов с помощью магнитного поля: отчет по НИР/ Ленинград. политехн. ин-т; руководитель темы В. Г. Подпоркин, ответств. исполн. Ю. М. Барон. № 6037, инв. № Б910388. Л., 1980. 128 с.

9. Скворчевский Н. Я. Исследование производительности магнитно-абразивной обработки и качества поверхностей при применении различных СОЖ // Дис. канд. техн. наук.Минск,1980. 191 с.

10. Гуляев А. П. Металловедение. М.: Металлургия, 1977. 647 с.

11. Барон Ю. М. Повышение эффективности финишной технологии и эксплуатационных характеристик изделий методом магнитно-абразивной обработки // Дис. ... д-ра техн. наук Л.: ЛГТУ, 1988. 454 с.

12. Геллер Ю. А. Инструментальные стали. М.: Металлургия, 1975. 584 с.

13. Лахтин Ю. М., Леонтьева В. П. Материаловедение. М.: Машиностроение, 1972. 510 с.

14. Корр В. Магнитострикция железоуглеродистых сплавов // Магнитные свойства металлов и сплавов. М.: Изд. иностр. лит., 1961. С. 267-286.

Г

Издательство «Политехника» предлагает

л

Конструкционные стали и сплавы : учеб. пособие / Г. А. Воробьева, Е. Е. Складнова, В. К. Ерофеев, А. А. Устинова; под ред. Г. А. Воробьевой. — СПб.: Политехника, 2012. — 440 с. : ил. ISBN 978-5-7325-1010-2 Цена: 990 руб

В книге изложены основы металловедения черных и цветных металлов и сплавов на их основе. Рассмотрены положения теории и технологии термической обработки сталей, чугунов, цветных металлов и сплавов. Приведены закономерности формирования структуры и свойств основных промышленных сталей и сплавов, справочные данные по режимам их упрочнения.

Предназначено для студентов технических специальностей машиностроительных вузов, может быть полезно для студентов, обучающихся по смежным специальностям, а также аспирантов и инженерно-технических работников.

4=

Принимаются заявки на приобретение книги по издательской цене. Обращаться в отдел реализации по тел.: (812) 312-44-95, 710-62-73, тел./факсу: (812) 312-57-68, e-mail: sales@polytechnics.ru, на сайт: www.polytechnics.ru.

J