Full Text

Введение Рабочие поверхности исполнительных органов многих технологических машин в процессе выполнения своих функций испытывают комбинированное деформационное воздействие. Их долговечность по износу во многом определяется потенциалом конструктивной прочности тонкого поверхностного слоя и стабильностью его микроструктуры. В полной мере это относится к подающим и гибочным роликам пружинонавивочных автоматов (ПНА) типа NPB, применяемых для холодной навивки бочкообразных и корсетных пружин из углеродистых сталей 65, 70 в серийном производстве. Ввиду этого для подающих роликов используют высоколегированные инструментальные хромомолибденовые стали типа Х12МФ, а для гибочных роликов - вольфрамомолибденовые стали типа Р6М5 (из-за повышенной доли скольжения в контакте). При этом существенно меньшую долговечность показывают подающие ролики, рабочие поверхности которых более нагружены комбинированным контактным воздействием. Подающие ролики ПНА обеспечивают подачу проволоки в узел гибки и навивки по принципу типовой фрикционной передачи. Необходимое для преодоления сопротивлений пластического изгиба усилие подачи достигается созданием в ее контакте с подающими роликами надежного фрикционного сцепления за счет поддержания нагрузкой аномально высоких поверхностных напряжений сжатия в зоне соприкосновения. Контакт поверхностей ролика и проволоки неизбежно сопровождается процессами буксования, упругого и геометрического скольжения, свойственными фрикционному принципу передачи усилия. Буксование поверхностей значительно усиливается за счет повторяющихся в нагруженном состоянии циклов остановка-выстой-пуск ролика, необходимых для отрезки готовой пружины. Длительность цикла составляет 0,2 с. Таким образом, деформация сжатия в контакте поверхностей циклически дополняется высокими напряжениями сдвига. Как показывает опыт работы деталей машин, в нагруженном подвижном контакте в условиях деформации «сжатие плюс сдвиг» происходит непрерывное образование химически чистых микроконтактов. Такие процессы, тем более для металлов с близкими по строению кристаллическими решетками, сопровождаются повышенным адгезионно-абразивным изнашиванием. Для ПНА это приводит к снижению долговечности приводных роликов. По перечисленным условиям взаимодействия контактная пара ролик-проволока представляет собой традиционную фрикционную пару легированная сталь-углеродистая сталь. Многочисленные данные [1-6] свидетельствуют о том, что для таких пар даже при кратковременном контакте значительно изменяется микроструктура и химический состав контактных слоев с образованием в них вторичных структур с отличным от исходной структуры набором показателей конструктивной прочности. Поскольку определяющие физико-химические процессы осуществляются на атомно-электронном уровне, предполагается, что на них может оказать благоприятное влияние особое энергетическое состояние кристаллической решетки высоколегированной стали ролика. Такое состояние в ролике создается предварительной импульсной обработкой магнитным полем (ОМП), последействие которой для ряда сталей ранее исследовалось авторами данной работы [7-12]. Исходные данные Фрикционный контакт подающих роликов и проволоки связан с усиленной упругопластической деформацией поверхностных слоев. Вследствие локализации деформаций в очень тонких слоях энергетическое состояние последних соответствует чрезвычайно высокой механоактивации. Благодаря этому к зоне соприкосновения кристаллических решеток доставляются удельные уровни энергии (на 1 атом), существенно превышающие удельные энергии, доставляемые в результате термоактивации. В работах [13, 14] отмечается, что во многих случаях энергетика механоактивации фрикционного контакта соответствует потенциалам до 10 эВ и этого достаточно не только для локального оплавления металла в зоне соприкосновения, но даже для его ионизации. При таких высоких уровнях энергетического возмущения в локальных участках взаимодействующих кристаллических решеток металлов существенно утрачиваются связи между атомами и электронами, свойственные кристаллическому строению. Создается неустойчивое структурно-энергетическое состояние, соответствующее квазижидкому строению вещества. В межрешеточном пространстве образуется промежуточный контактный микрообъем с особыми свойствами (третье тело), проявляющий себя как открытая термодинамическая система, в которой происходит массоперенос и обмен энергией по законам термодинамики [1, 14, 15]. Разупорядоченные слои атомов претерпевают резкое уменьшение энергетических барьеров для массопереноса и химических реакций. При этом поставка энергии для прохождения химических реакций в третье тело в основном осуществляется не нагревом, а механической активацией. Ввиду этого влияние температурного фактора на возможность производства химических реакций в нем значительно уменьшается [14, 15]. Таким образом, предполагается, что за счет детерминированных вторичных физико-химических процессов, в том числе диффузии, между металлами в условиях подвижного контакта с интенсивной комбинированной деформацией в наружных слоях проволоки могут образоваться вторичные структуры с повышенной твердостью, оказывающие адгезионно-абразивное воздействие на сопряженную поверхность ролика. К такой гипотезе привели обнаруженные поверхностные микроповреждения роликов в виде рисок, царапин и микровырывов. Выявленный характер повреждений указывает, что они произведены твердыми микровыступами на поверхности проволоки. При этом происхождение микровыступов с повышенной твердостью связано с химическими механизмами преобразования вещества, реализуемыми в процессе контактного взаимодействия. Экспериментальные исследования На 1-м этапе экспериментов с целью оценки влияния ОМП на величину износа проводилось моделирование реального фрикционного взаимодействия подающего ролика и проволоки в условиях «сжатие плюс сдвиг» путем испытаний под нагрузкой на машине трения со схемой касания поверхностей цилиндр-плоскость. Неподвижную плоскость имитировали образцами в виде прямоугольных призм из высоколегированных сталей Х12МФ и Р6М5, вырезанных из подающего и гибочного роликов пружинонавивочного автомата. Подвижную цилиндрическую поверхность имитировали роликами (диаметр 40 мм, высота 12 мм) из углеродистой пружинной стали 65, которые были подвергнуты чистовому точению и термообработке до твердости 42-45 HRC с получением микроструктуры, соответствующей патентированной проволоке для навивки пружин. Испытания на износ образцов сталей Х12МФ и Р6М5 производили в одинаковых условиях этапами по 30 мин при двух вариантах их подготовки: без проведения ОМП и с проведением ОМП в оптимальном режиме, определенном специальными исследованиями авторов [8, 9]. Износ определяли по убыли веса образцов. Результаты испытаний в виде усредненных значений интенсивности изнашивания представлены на рис. 1, а. Из них следует, что применение ОМП для подающих и гибочных роликов из высоколегированных сталей Х12МФ и Р6М5 в ПНА позволяет повысить их долговечность более чем в 2 раза. Для сравнения на рис. 1, б приведены полученные авторами результаты изнашивания в аналогичных условиях низко-, средне- и высоколегированных сталей при их взаимодействии с углеродистыми сталями 45 и 55 [9-11]. а б Рис. 1. Влияние ОМП на интенсивность изнашивания легированных сталей при взаимодействии с углеродистыми сталями (а - со сталью 65, б - со сталями 45, 55): - без ОМП; - с ОМП На 2-м этапе экспериментов для исследования процесса диффузионного массопереноса между материалами ролика и пружинной проволоки проводили испытания на трение на токарном станке также со схемой касания поверхностей образцов цилиндр (индентор)-плоскость (диск) аналогично работам [10, 11]. Неподвижными инденторами являлись образцы высоколегированных сталей Х12МФ и Р6М5, также вырезанные из натурных роликов пружинонавивочного автомата. Их контактная цилиндрическая поверхность с радиусом 65 мм и высотой 4 мм имела исходную твердость 64 HRC. Подвижные плоские диски диаметром 55 мм подготавливали так же, как и на 1-м этапе экспериментов. Дорожка трения в виде кольца со средним диаметром 30 мм располагалась на их плоской поверхности. Перед опытами на трение средняя исходная микротвердость поверхности составляла 460 HV (4,6 ГПа). Испытания проводили в одинаковых нагрузочных условиях также при двух вариантах подготовки инденторов из сталей Х12МФ и Р6М5: без проведения ОМП и с проведением ОМП. С целью максимального приближения условий опытов к условиям подачи проволоки при навивке пружин длительность испытаний для каждой фрикционной пары назначали малой (2 мин). В целях повышения достоверности результатов измерения микротвердости дорожек трения на дисках и проведения их статистической обработки общее количество измерений в каждом опыте назначалось достаточно большим (до 100). Причем измерения проводили по всей дорожке. Результаты по микротвердости для дисков, работавших в паре с инденторами из высоколегированных сталей Х12МФ и Р6М5, в качественном плане оказались близкими, не имеющими принципиальных отличий. Исходя из этого приведены только результаты по микротвердости дорожек трения дисков, работавших в паре с инденторами из легированной стали Х12МФ (рис. 2). При измерении микротвердости были получены достаточно большие поля разброса значений, особенно после трения с индентором, не подвергнутом ОМП (см. рис. 2, а). Ввиду этого для сравнения проводили измерение микротвердости плоской поверхности дисков после полирования и чистового точения. В обоих случаях поля разброса значений оказались значительно меньше (рис. 3). Из этого косвенно следует, что при трении комплекс происходящих физико-химических процессов, влияющих на микротвердость, значительно более широк и многообразен, чем при механической обработке. Это полностью согласуется с отмеченными выше научными данными [1, 4-6] по изменению при трении микроструктуры и химического состава тонких контактных слоев. а б Рис. 2. Микротвердость дорожек трения (1, 3) и соотношение ее значений (2, 4) на дисках из стали 65, работавших в паре со сталью Х12МФ без ОМП (а) и с ОМП (б) Рис. 3. Микротвердость поверхности диска из стали 65 после полирования (1) и чистового точения (2) В целом измерения показали, что после трения с ненамагниченным индентором из легированной стали максимальные и близкие к ним значения микротвердости оказались более чем в 3,5 раза выше исходной микротвердости. Однако после трения с намагниченным индентором максимальные значения микротвердости снизились почти в 2 раза, диапазон разброса значений также уменьшился вдвое (см. рис. 2, б). Известно, что при трении в первую очередь реализуется деформационный механизм упрочнения. При этом его максимальная кратность повышения твердости составляет до 1,4-1,5 [16, 17]. Кратность упрочнения твердорастворного механизма значительно выше, так как оно состоит в образовании химических соединений с повышенной долей ковалентных связей, обеспечивающих существенно повышенную твердость [17-19]. Для оценки влияния разных механизмов упрочнения было принято во внимание, что деформационному соответствуют более низкие значения микротвердости, к которым условно отнесли диапазон с HV < 10 ГПа, а механизмам химической природы соответствуют более высокие значения микротвердости, к которым отнесли диапазон с HV > 10 ГПа. На рис. 2 отмеченные диапазоны обозначены буквами А и Б. Такой подход позволил выявить, что при трении с ненамагниченным индентором значительная доля поверхности трения диска содержит в виде островковых включений твердые новообразованные структуры. Их появление может быть обусловлено только действием химического механизма с легкой реализацией в заданных условиях, например твердорастворного. На это указывает выявленное большое количество высоких значений микротвердости (46 %), представленное на рис. 2, а. Такая значительная часть значений микротвердости в верхней половине поля разброса просто недостижима для деформационного механизма. При этом остальная часть в виде низких значений (54 %) в нижней половине поля вполне соответствует возможностям этого механизма. Таким образом, наличие значительного количества вторичных твердых структур химического происхождения косвенно подтверждает возможность интенсивного массопереноса углерода и легирующих элементов при трении на поверхность сопряженной углеродистой стали и их участия в химических преобразованиях. При трении с намагниченным индентором высоких значений микротвердости оказалось лишь 9 %, низких - 91 % (см. рис. 2, б). Это указывает на резкое снижение количества новообразованных высокотвердых включений на поверхности трения, упрочненных твердорастворным механизмом химической природы. В преобладающем количестве оказались участки с низкой кратностью упрочнения, свойственной деформационному механизму. Отсюда следует, что при трении с намагниченным индентором исходных элементов для заметных химических преобразований оказывается недостаточно. Это позволяет предположить значительное замедление переноса углерода и легирующих элементов из намагниченного индентора в поверхностные слои сопряженной углеродистой стали. Образование в процессе трения твердых вторичных структур на поверхностях дисков подтверждают также обнаруженные микроскопированием микроповреждения в виде рисок и царапин на поверхностях трения инденторов. Измерения микротвердости привели к выводу, что при низкой плотности расположения вторичных структур химического происхождения на поверхности дорожки трения точная количественная оценка результатов переноса карбидообразующих элементов с использованием рентгеноспектральных микроанализаторов, дающих локальные (точечные) анализы, затруднительна. Оценка может оказаться в пределах ошибки обнаружения из-за очень малого диаметра (до 1 мкм) возбуждаемой зоны для взятия анализа. Исходя из этого количественную оценку элементного содержания проводили на оптико-эмиссионном спектрометре Q4 TASMAN с диаметром возбуждаемой зоны до 4 мм. Такая зона взятия анализа позволяет получить усредненные значения концентраций по достаточно большой площади поверхности. Благодаря обдувке зоны анализа аргоном метод обеспечивает высокую точность и воспроизводимость результатов измерения. Измерения концентраций в поверхностном слое дорожки трения на дисках проводили после трения без ОМП и с ОМП. Обсуждение и оценка результатов Факт диффузионного переноса углерода и легирующих элементов по повышению их измененной концентрации по сравнению с исходной подтвердили все проведенные исследования. Очень важным результатом оценки по элементному содержанию является установление того факта, что без применения ОМП в поверхностном слое дорожки трения дисков произошло резкое увеличение содержания углерода (рис. 4). В основном это результат его переноса из сопряженной высоколегированной стали, который реализовался при трении с инденторами как из стали Х12МФ, так и из стали Р6М5. Это объясняется следующим образом. 1. По данным марочника металлов в стали Х12МФ углерода содержится 1,45-1,65 %, в стали Р6М5 - 0,82-0,9 %, т.е. в них углерода существенно больше, чем в стали 65. Таким образом, одной из движущих сил в переносе углерода в углеродистую сталь является градиент концентраций по закону Фика [20]. 2. В контактной паре легированная сталь-углеродистая сталь, тем более в условиях комбинированной деформации «сжатие плюс сдвиг», в наружных слоях кристаллической решетки углеродистой стали, как менее прочной, образуются скопления дефектов в виде различных дислокаций. Создается большой градиент механических напряжений. Считается [1, 15, 21], что во фрикционном взаимодействии он является более мощной движущей силой массопереноса, чем градиент концентрации или химического потенциала. При этом скорость диффузии на несколько порядков превышает таковую в обычных условиях. Ввиду этого на дефектах решетки для уменьшения энергии ее искажения мгновенно образуются сегрегации атомов углерода (атмосферы Коттрелла на дислокациях), создающие дополнительный цементит в наружных слоях решетки углеродистой стали. а б Рис. 4. Исходная (1), измененная средняя (2) и локальная максимальная (3) концентрации углерода в поверхностном слое стали 65, работавшей в паре со сталями Х12МФ (а) и Р6М5 (б): - без ОМП; - с ОМП В результате оба фактора приводят к увеличению на поверхности дисков средней концентрации углерода до 1,1-1,3 % и локальной - до 1,6-1,75 % в опытах с обеими высоколегированными сталями (см. рис. 4). Вместе с тем известно [18], что увеличение углерода в решетке мартенсита до 1,6 % упрочняет его за счет искажений примерно до 68 HRC (≈1400 HV). Время превращения менее 10-7 с. Таким образом, только за счет науглероживания тонкого слоя решетки создаются условия для образования островковых вторичных структур с повышенной твердостью, оказывающих абразивное воздействие на сопряженную легированную сталь. Одновременно атомы хрома, молибдена, вольфрама и ванадия, оказавшиеся в результате механоактивации в третьем теле и имеющие повышенное сродство к углероду (чем и объясняется их высокая карбидообразующая способность), интенсивно диффундируют в науглероженные области скопления дефектов (т.е. в поверхностный слой углеродистой стали) и образуют легированный цементит с еще более высокой твердостью. Такие процессы при науглероживании сталей хорошо известны, их результаты оценивают компьютерным моделированием [22]. Показано, что зарождение частиц легированного цементита происходит на флуктуациях концентрации углерода и хрома в области дислокаций [19, 22]. Кроме того, благодаря флуктуации концентрации в отдельных местах содержание карбидообразующих элементов Cr, Mo, W и V, перенесенных из соответствующих легированных сталей на диски, может оказаться достаточным для образования мелкодисперсных смешанных карбидов с абразивным влиянием на сопряженную легированную сталь. Ванадий, почти не растворяющийся в цементите, при любой концентрации может образовать самостоятельный карбид, отличающийся высокой твердостью [19]. Реализацию приведенных процессов подтверждает повышение микротвердости поверхностного слоя дорожки трения до 1800 HV (см. рис. 2, а). Эффект такого упрочнения объясняется образованием ковалентных связей во вторичных микроструктурах, а это возможно именно в карбидной фазе и интерметаллидах с присутствием Cr, Mo, W и V. Прикладные расчеты показывают, что благодаря механизмам микродиффузии [1, 4] для скопления мелкодисперсных карбидов в слое толщиной до 1 мкм требуется весьма малая продолжительность контакта 10-3-10-4с, что на 2-3 порядка меньше продолжительности реального контакта как в проведенных опытах, так и при взаимодействии роликов с проволокой в ПНА. Другим важным установленным результатом является то, что с применением ОМП увеличения содержания углерода в поверхностном слое дорожки трения дисков практически не происходит в испытаниях с обеими легированными сталями (см. рис. 4). Следовательно, несмотря на образование дефектов на поверхности дисков трением (как это было без ОМП), факт проведения ОМП делает невозможным диффузионный массоперенос углерода из легированных сталей на диски, науглероживания не происходит. Ввиду чего упрочнения мартенсита дисков за счет искажений не происходит. При этом из-за создания энергетического барьера в решетке легированных сталей проведением ОМП и отсутствия перенесенных избыточных атомов углерода (как катализаторов карбидообразования) в наружных слоях решетки дисков практически прекращается процесс массопереноса в нее карбидообразующих элементов из легированной стали. Исходные элементы для химических преобразований и создания соединений типа карбидной фазы и интерметаллидов с прочными ковалентными связями отсутствуют. Таким образом, заметного образования твердых вторичных структур на поверхности углеродистой стали не происходит. С учетом того, что диффузия является функцией времени, представляет важное значение оценка эффективности массопереноса по дифференциальной характеристике в виде скорости накопления среднего прироста концентрации элементов в поверхностном слое дисков во времени [11]. Значение характеристики можно вычислить по формуле где - измененная средняя концентрация, - исходная концентрация, t - длительность трения в постоянных условиях, мин. По сути, эта характеристика является аналогом плотности потока переносимых атомов и для оценки кратности ее снижения за счет применения ОМП единица времени не имеет значения. Результаты оценки влияния ОМП на скорость накопления среднего прироста концентрации карбидообразующих элементов в поверхностном слое дисков, работавших в паре со сталями Х12МФ и Р6М5, представлены на рис. 5. а б Рис. 5. Скорость накопления среднего прироста концентрации карбидообразующих элементов в поверхностном слое стали 65, работавшей в паре со сталями Х12МФ (а) и Р6М5 (б): - без ОМП; ¢ - с ОМП Видно, что в случае применения ОМП эффективность переноса и накопления карбидообразующих элементов в поверхности диска (и, следовательно, эффективность образования в ней твердых частиц с абразивными свойствами) существенно снижается. Выводы: 1. В работе установлен новый физический эффект, который заключается в том, что намагничивание до насыщения легированной стали многократно снижает при трении диффузионный перенос углерода и легирующих элементов в сопряженную углеродистую сталь. 2. Практическая полезность магнитной обработки состоит в повышении структурной стабильности контактных слоев решетки легированных сталей за счет формирования в ней энергетического барьера для диффузионного массопереноса углерода и легирующих элементов в сопряженную углеродистую сталь. 3. За счет ОМП скорость массопереноса может быть уменьшена: для углерода до 3 раз, для карбидообразующих элементов в 9-17 раз, что значительно повышает долговечность исполняющих органов ПНА.

About the authors

V. V Zelinskiy

Murom Institute

A. N Gots

Vladimir State University named after A.G. and N.G. Stoletovs

V. G Gusev

Vladimir State University named after A.G. and N.G. Stoletovs

E. A Borisova

Murom Institute

References

Statistics

Views

Abstract - 55

PDF (Russian) - 41

Refbacks

• There are currently no refbacks.