авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:     | 1 |   ...   | 2 | 3 || 5 |

«Федеральное агентство по образованию ГОУ ВПО «Сибирская государственная автомобильно-дорожная академия (СибАДИ)» Д.Н. Коротаев ...»

-- [ Страница 4 ] --

Если энергетическая зависимость толщины покрытия носит экстре мальный характер, то привес массы монотонно возрастающий. Из из ложенного можно предположить, что с повышением энергии искро вого разряда плотность модифицированного слоя возрастает. Из ана лиза рис. 4.22 и 4.18 следует ожидать, что поверхностная структура, упрочненная в области Е = 0,25 Дж, будет обладать наибольшей плотностью и наименьшей пористостью.

При упрочнении стали Р6М5 электродом из ВК6М количествен ные характеристики эрозионного процесса на аноде слабо зависят от состава рассмотренных газовых сред. Кривые эрозии анода в числен ном отношении отличаются незначительно, можно лишь говорить о тенденции, что при электроискровом легировании в среде углекисло го газа эрозионная активность слабее по сравнению с воздухом.

Полученные результаты показывают, что при использовании электроискрового процесса для восстановления деталей прецизионных трибосопряжений выбор оптимального материала легирующего элек трода необходимо осуществлять с учетом режимной зависимости при роста легированного покрытия от времени обработки. Так, на низких и высоких в энергетическом отношении режимах обработки, целесооб разно применять электрод из ВК6М, а на средних режимах Т15К6.

4.6. Управление микроструктурой и механическими свойствами легированных слоев Упрочнение поверхностного слоя при ЭИЛ связывают с образо ванием структур высокой твердости, выявляемых при металлографи ческих исследованиях в виде нетравящихся зон с резко очерченными границами, причем структура и состав легированных слоев формиру ются в результате многократного импульсного теплового воздействия и переноса материала легирующего электрода. Основой таких струк тур является совокупность метастабильных фаз, образующихся на ба зе систем Fe-C, Fe-N [49;

70;

90].

Металлографический анализ легированных слоев проводился на микроскопе ММР-2Р, измерение микротвердости на приборе микро твердомер ПМТ-3 с нагрузкой 0,49Н. Микроструктура слоев изуча лась с использованием стандартных шлифов. Травление осуществля лось реактивом «Марбле» с трехкратной переполировкой.

Результаты исследования микроструктур легированных слоев, полученных в различных газовых средах, представлены в табл. 4.13.

Таблица 4. Характеристики покрытий, полученных при ЭИЛ сталей электродом ВК6М (микротвердость основы H = 5,88 0,1 ГПа) Углекислый газ Воздух Кислород Параметры 0,022 0,09 0,25 0,022 0,09 0,25 0,022 0,09 0, покрытия Дж Дж Дж Дж Дж Дж Дж Дж Дж Сплош- 91 98 99,6 75 84 95 85 95 ность, % Толщина 30 39 60 20 33 45 15 28 слоя, мкм Микро- 8,93 8,93 10,13 8,45 11,45 11,45 15,7 17,23 20, твердость, ГПа На рис. 4.24 приведены микроструктуры легированных слоев, по лученные после ЭИЛ стали Р6М5 материалом ВК6М (х 146). Изучение полученных слоев показало, что наибольшей сплошностью и толщи ной обладают покрытия, сформированные в углекислом газе. Образцы, упрочненные в кислороде имеют наибольшую микротвердость.

На рис. 4.25. представлены фотографии микроструктур покрытий после электроискрового легирования стали 40Х13 различными элек тродами. Как видно, слой, сформированный электродом ВК6М, ха рактеризуется однородностью, высокой сплошностью и пористостью.

Также наблюдается микротрещина, возникшая из-за высоких внут ренних напряжений. Покрытие, полученной легирующим электродом Т15К6, не имеет микротрещин, обладает высокой однородностью и сплошностью.

а) б) в) Рис. 4.24. Микроструктура поверхностного слоя образцов из стали Р6М5 по сле ЭИЛ электродом ВК6М в газовых средах: а – воздух;

б – СО2;

в – О а) б) Рис. 4.25. Микроструктура покрытия после электроискрового легировании стали 40Х13 электродами: а – ВК6М;

б Т15К6 (х 400) 4.7. Влияние технологических условий обработки на структурно-фазовые изменения легированного слоя Фазовый рентгеноструктурный анализ основан на том, что каж дая фаза имеет свою специфическую кристаллическую решетку с оп ределенными параметрами и ей соответствует на рентгенограмме своя система линий. Поэтому в общем случае при съемке вещества, представляющего собой смесь нескольких фаз, получается рентгено грамма, на которой присутствуют линии всех фаз входящих в состав образца. Проводя расчет и индицирование линии рентгенограммы, можно получить точные данные о качественном составе исследуемого вещества. Применив специальные методы фазового анализа можно определить не только качественный, но и количественный фазовый состав. Интенсивность линий различных фаз на рентгенограмме зави сит от многих факторов, в том числе и от количества той или иной фазы. С увеличением содержания фазы в смеси интенсивность при надлежащих ей линий возрастает. Однако надежное определение на личия той или иной фазы в смеси возможно лишь при некоторых ми нимальных ее количествах. Уменьшение количества какой-то фазы может привести к практически полному исчезновению ее линий на рентгенограмме. Под чувствительностью метода фазового анализа понимают минимальное количество фазы в смеси, которому соответ ствует достаточное для надежного ее определения число линий на рентгенограмме. Чувствительность методов фазового анализа зависит от многих факторов: отражательной способности атомных плоскостей (точнее, рассеивающей способности атомов, составляющих данные плоскости решетки);

соотношения коэффициентов поглощения всей смеси и определяемой фазы;

доли некогерентного рассеяния (фона) на рентгенограмме;

величины искажений решетки искомой фазы;

ве личины кристаллов. Чем выше отражательная способность атомных плоскостей искомой фазы и чем слабее фон на рентгенограмме, тем выше чувствительность метода. Чувствительность ниже, чем меньше коэффициент поглощения искомой фазы и при наличии в исследуе мом объекте остаточных микронапряжений, а также в случае малых размеров кристаллитов (менее 10-6 см).

Для решения вопроса о том, какая фаза присутствует в образце, нет необходимости в определении ее кристаллической структуры, а достаточно, рассчитав рентгенограмму, сравнить полученный ряд межплоскостных расстояний с табличными значениями. Совпадение (в пределах ошибок эксперимента) опытных и табличных значений d/n и относительной интенсивности линий позволяет однозначно идентифицировать присутствующую в образце фазу. Сравнение с табличными результатами начинают с наиболее интенсивных линий.

Если три-четыре наиболее интенсивных линии предполагаемой фазы отсутствуют, то полученные значения d/n следует сравнивать с таб личными данными для другой фазы. Межплоскостные расстояния для различных неорганических фаз имеются в ряде справочников [73].

Наиболее полный и постоянно обновляемый определитель фаз кар тотека ASTM (Американское общество испытаний материалов), по следующие выпуски которого издаются Объединенным комитетом порошковых дифракционных стандартов (JCPDS). В карточке указы вается химическая формула соединения, пространственная группа, периоды элементарной ячейки, межплоскостные расстояния и индек сы дифракционных линий.

Если в анализируемом образце присутствуют несколько фаз, то рентгенограмма является результатом наложения дифракционных картин от всех этих фаз, причем интенсивность каждой линии зависит от ее объемной доли. В таком случае пользование таблицами натал кивается на принципиальные трудности, поскольку наиболее сильные линии рентгенограммы могут принадлежать разным фазам, и возни кает необходимость проверки большого числа их возможных комби наций. Для повышения чувствительности метода фазового анализа необходимо правильно подобрать условия съемки. Прежде всего для уменьшения фона, вызванного сплошным спектром, испускаемым рентгеновской трубкой, следует выбирать рабочее напряжение U = 3:4 U0 (U0 потенциал возбуждения характеристического излучения материала анода). При применении селективно поглощающего фильтра, кроме ослабления сплошного спектра, можно избавиться от -линий, затрудняющих идентификацию фаз в многофазных компо зициях. Крупнокристаллические образцы следует во время съемки вращать, чтобы увеличить количество вещества, участвующего в соз дании рентгеновской картины. Применение кристалла-монохроматора также позволяет устранить фон от сплошного излучения.

Для установления природы фаз, присутствующих в системе, сле дует из общего ряда полученных значений dHKL выделить ряды, свой ственные каждой из фаз в отдельности, а затем сопоставить их с таб личными значениями для каждой из фаз и, проиндицировав соответ ствующие интерференционные максимумы, рассчитать значения пе риодов решеток соответствующих фаз.

Метод упрочнения поверхностей электроискровым легированием позволяет использовать любые токопроводящие материалы для нане сения слоев высокой сцепляемости, что открывает широкие возмож ности варьирования структурой и составом покрытий. В Институте материаловедения Хабаровского научного центра ДВО РАН осущест вляется постоянный поиск и разработка новых электродных материа лов для дальнейшего развития и повышения эффективности метода электроискрового легирования [187].

Научный и практический интерес представляет изучение влияния различных электродных материалов на структуру и фазовый состав об работанных ЭИЛ поверхностей. В данной работе исследовано влияние электродных материалов и условий легирования на фазовый состав, а также на параметры тонкой структуры поверхностей стальных образцов.

Электроискровому легированию подвергались образцы из сталей Р6М5, 45, ХВГ на установках «IMES-01-2» и «Элитрон-22А» с энер гией в импульсе Е = 0,09 – 0,25 Дж. В качестве легирующих электро дов применялись материалы стандартных марок (ВК8, Т15К6);

новые электродные материалы Ш1 на основе TiC (с добавками шеелитового концентрата CaWO4 – 10%;

Ni-Al-A – 30%). Обработка образцов из стали Р6М5 проводилась в различных газовых средах.

Фазовый состав поверхностного слоя после ЭИЛ изучали с по мощью рентгенофазового анализа (РФА). Рентгенограммы с поверх ностей исследуемых образцов получены на рентгеновском дифракто метре D8 ADVANCE (Bruker) в CuK излучении с графитовым моно хроматором. Режим съемки: I = 40 мА;

U = 40 кВ;

скорость вращения образца – 15 об/мин;

диапазон брэгговских углов: 2 = 20 120.

Рефлексы всей рентгенограммы позволяют определить полный фазо вый состав поверхностного слоя исследуемых образцов.

Для определения фаз, присутствующих в поверхностном слое образ цов, выделялись ряды межплоскостных расстояний dHKL, свойственные хорошо известным и предполагаемым для этих образцов фазам, сопостав ляя экспериментальные значения dэксп с табличными, указанными в [73;

177]. Таковыми для исследуемых образцов исходного состава являются фазы -Fe в сталях 45 и ХВГ;

WC и TiC – в легирующих электродах.

Расчет параметров кристаллической решетки -Fe, основной фазы сталей 45 и ХВГ, производился по формуле [68] H 2 K 2 L2, a 2 sin где длина волны излучения, HKL индексы отражающей плоско сти, брэгговский угол дифракции. Параметр кристаллической ячей ки «а» вычислялся по рефлексу линия (211) в дальних углах (2 = 82°40), поскольку относительная погрешность в вычислении величи ны «а» уменьшается с увеличением угла 2 и является наименьшей из возможных (меньше 1%).

Анализ тонкой структуры объектов, испытавших высокоэнергети ческое воздействие, выполняли методом анализа профиля дифракци онных пиков. Как показано в [58], малый размер блоков (менее 10-5 см) и микродеформации вызывают размытие последних. Разделять эти величи ны трудно, для этого использовали метод гармонического анализа фор мы рентгеновских линий (метод ГАФРЛ). В данных исследованиях для простоты анализа предполагалось, что уширение линий обусловлено полностью изменением размеров областей когерентного рассеяния (ОКР). Тогда размер кристаллитов D в области когерентного рассеяния (ОКР) можно производить по формуле Шеррера [68] 0,, D 2 B в cos где В полуширина линии исследуемого вещества, в полуширина эталонной линии.

В исследовании стали Р6М5, обработанной электродом из ВК6М на разных режимах легирования в различных газовых средах, применялся рентгеноструктурный анализ состояния тонкого кристаллического строения, включающий в себя определение размера блоков (D) и относи тельной величины микроискажений (d/d) в случае их совместного на личия в исследуемом образце.

В результате обработки рентгенограмм проведен анализ микроиска жений в структуре, измерены размеры областей когерентного рассеива ния (блоков мозаики), а также найдены значения плотности дефектов строения. При определении характеристик субструктуры применялись плоскости (110) и (220). Эталоном служил отоженный образец Р6М5.

Расчеты физической ширины рентгеновской линии интерферен ции проводились методом аппроксимации [220]. Выбор аппроксими рующей функции производился с помощью С-критерия. Наиболее точное совпадение теоретического и экспериментального значений получено с помощью функции Лауэ. Значения физического уширения для указанной функции определяли по формулам работы [219;

220].

Эффекты уширения дифракционного отражения разделяли по отно шению 2/1. В методе аппроксимации с применением функции Лауэ величина микроискажений решетки (d/d) и размеры блоков (D) на ходятся после построения зависимости cos = f(cossin), где истинное уширение дифракционного отражения.

Строя эту зависимость для отражений разных порядков (а для кри сталлов с близкими значениями модуля упругости по различным кри сталлографическим направлениям и для линий с любыми индексами), получаем прямую линию (рис. 4.26). Отрезок, отсекаемый этой прямой на оси ординат, определяет величину /D, а наклон прямой (d/d).

Рис. 4.26. Зависимость для расчета параметров кристаллического строения Величину микроискажений находим из формулы tg = 4 D/3, где угол наклона прямой линии;

величина микроискажения;

D размер блока;

длина волны излучения.

Согласно работе [232], по физической ширине рентгеновской линии интерференции возможен расчет плотности дислокаций. Этот метод считается особенно ценным для изучения дислокаций при их высокой плотности ( 108 мм-2), когда прямые методы практически не приме нимы. По данным [232] плотность дислокаций рассчитывается из пред положения, что все дислокации сосредоточены на границе блоков:

= А2, где плотность дислокаций;

А коэффициент, зависящий от упру гих свойств материала, вектора Бюргерса и др;

физическая шири на рентгеновской линии.

Из рентгенограмм исходных поверхностей стальных образцов видно, что сталь 45 и ХВГ содержат один сильный рефлекс -Fe.

На рис. 4.27 и 4.28 приведены рентгенограммы поверхности об разцов Ст 45, легированной электродами ВК8, Т15К6 и Ш1 (с добав ками шеелитового концентрата) при U = 120 В и частоте 400 Гц;

в табл. 4.14 приведены значения межплоскостных расстояний и фазо вый состав.

Таблица 4. Значения экспериментальных и табличных межплоскостных расстояний и фазовый состав поверхностей после ЭИЛ образцов Ст о Материал ле- Фазы 2, dэксп, А гирующего TiC Ni3(AlTi) Ti W2 C электрода Т15К6 (TiC – 2,23 2, 15%;

Co – 1,72 1, 6%;

WC – 1,25 1, 79%) ВК8 (Co – 2,45 2, 8%;

WC – 2,13 2, 92%) 1,28 1, Ш1 (TiC – 2,46 2, 60%;

шеели- 2,13 2, товый кон- 2,06 2, центрат 1,79 1, CaWO4 – 1,51 1, 10%;

Ni-Al-A 1,08 1, – 30%) I, % 2q 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 а) I, % 2q 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100 б) Рис. 4.27. Рентгенограмма поверхностного слоя образца стали 45;

U = 120В, f = 400 Гц: а легированной Т15К6;

б легированной ВК I, % 2q 70 80 90 100 10 20 30 40 50 Рис. 4.28. Рентгенограммы поверхностного слоя образцов стали 45;

U = 120В, f = 400 Гц легированной электродом Ш Расшифровка рентгенограмм покрытий показала (рис. 4.27), что обработка поверхности электродом Т15К6 приводит к появлению в поверхностном слое большого количества титана;

обработка ВК приводит к появлению основных фаз WC, W2C.

По данным РФА (рис. 4.28) поверхность, сформированная элек тродом Ш1, кроме основной фазы TiC содержит фазы Ni3(AlTi) и Ni3(AlTi)С. В результате легирования на поверхности катода образу ется слой, представляющий собой смесь интерметаллидов (например Ni2,9Cr0,7Fe0,56 – на стали ХВГ). Образование интерметаллидов с уча стием железа и хрома являются следствием микрометаллургических процессов, протекающих на катоде в результате перемешивания и химического взаимодействия компонентов легирующего сплава с ма териалом катода.

По данным работы [187] добавка шеелитового концентрата в электродный материал существенно влияет на характеристики массопереноса. Для сплавов системы TiC Ni Аl – ШК с увели чением содержания добавки суммарная эрозия анода и привес ка тода повышаются. Кроме того, созданные композиционные элек тродные материалы на основе карбида титана с никель алюминиевой связкой и добавкой вольфрамсодержащего мине рального сырья (шеелитового концентрата ШК) позволяют по лучать поверхностные слои с твердостью и износостойкостью в 1,5 – 2 раза превышающей указанные характеристики, получен ные стандартными электродными марками.

Параметры тонкой структуры (размер блоков, искажения и плот ность дислокаций) изучались после обработки ЭИЛ стали Р6М5. Про анализировав полученные рентгенограммы стали Р6М5, зависимости и расчетные данные установлено, что при электроискровом легирова нии в углекислом газе модифицированная структура характеризуется большими размерами блоков и меньшим искажением параметра кри сталлической решетки по сравнению с таковыми, полученными на воздухе. В частности, размеры блоков в первом случае достигли D = 24,0 нм при степени искажения параметра решетки = 5,0 10-3, а во втором случае, соответственно D = 15,5 – 18,3 нм и = 6,0 10-3.

Структура, модифицированная в углекислом газе, характеризуется размерами блоков превышающих таковые, созданные в воздушной среде и кислороде. В то же время, величина искажений параметра кристаллической решетки оказывается меньшей по сравнению с ве личиной микроискажений после ЭИЛ в воздухе и кислороде. Данные факты верны во всем рассматриваемом диапазоне режимов упрочне ния. Следовательно, для получения более прочных и износостойких поверхностных структур, целесообразно применять в качестве межэ лектродной среды кислород или воздух.

Известно, что увеличение твердости, износостойкости и прочно сти материала, наблюдаемое при технологическом воздействии на не го, обусловлено формируемой дислокационной структурой [30;

96].

Характер этого процесса зависит от типа кристаллической решетки, теплового воздействия, приводящего к структурной перестройке, час тичной аннигиляции дислокаций и закрепления дислокаций атомами легирующих элементов. Установлено, что, варьируя составом межэ лектродной среды, можно создавать поверхностные структуры задан ного свойства и степенью упрочнения.

Для исследования самостоятельного влияния межэлектродной среды на свойства упрочненных поверхностных структур была про ведена специальная серия опытов, при реализации которой катод и анод были выполнены из одного материала – быстрорежущей стали Р6М5. Диаграмма плотностей дислокаций, упрочненных поверхно стей быстрорежущей стали в различных газовых средах, представлена на рис. 4.29.

Их эффективность в порядке стимулирования формирования вы сокой плотности дислокаций располагается в следующей последова тельности: углекислый газ, азот, воздух, кислород, аргон (табл. 4.15).

Причем такая последовательность сохраняется в широком диапазоне варьирования режимов модифицирования. Следовательно, для наве дения более высокой плотности дислокаций процесс целесообразнее проводить в среде кислорода и аргона.

Таблица 4. Плотность дислокаций стали Р6М5 после ЭИЛ в различных газовых средах электродом ВК6М Условия ЭИЛ Закаленный СО2 N2 Воздух О2 Ar Плотность дис- 20,0 21,1 23,3 24,2 29,6 31, локаций 1011, см Рис. 4.29. Плотность дислокаций стали Р6М5 после электроискрового легирования в газовых средах Результаты исследования показывают, что наибольшую плот ность обеспечивает кислород, а затем в порядке убывания следует уг лекислый газ, азот и воздух. Наименьшая плотность дислокаций была получена при упрочнении в аргоне. В общем случае замена твердо сплавного электрода на быстрорежущий привела к снижению плотно сти дислокаций, при этом характер влияния газов при разных анод ных материалах проявляется аналогично.

Плотность дислокаций образца, прошедшего стандартную термо обработку, практически не отличается от плотности дислокаций, по лученной легированием в углекислом газе, но меньше, чем плотность дислокаций, сформированная в азоте и на воздухе. Упрочнение в ки слороде и в аргоне позволяет создавать структуры с плотностью дис локаций, превышающей в 1,5 раза структуры термообработанные за калкой. Для наведения высокой плотности дислокаций в поверхност ных слоях ЭИЛ лучше всего проводить в аргоне или кислороде 4.8. Управление износостойкостью инструментальных сталей при электроискровом легировании Согласно Б.И. Костецкому, Л.И. Бершадскому и др. [27;

74;

130] трибосопряжение может быть рассмотрено как открытая неравновес ная термодинамическая система. Различные экспериментальные дан ные по изнашиванию режущих инструментов подтверждают возмож ность прохождения самоорганизации при температурах резания, вы ше некоторого характерного значения, и образования на фрикцион ном контакте «инструмент обрабатываемый материал» диссипатив ных структур. На этом основании установлены принципы повышения износостойкости режущих инструментов с использованием несамо произвольных химических реакций, инициируемых трением на кон такте, и дополнительных воздействий [27;

38;

79;

206]. В этих же ра ботах сформулирован принцип вторичной диссипативной гетероген ности, в соответствии с которым в процессе трения происходят явле ния структурной приспосабливаемости (адаптации) контактирующих материалов, в результате чего все виды взаимодействия тел (дефор мационно-адгезионные процессы, рассеяние энергии при ее переходе от зоны трения в объем контактирующих тел и т.д.) локализуются в образующихся на их рабочих поверхностях тонкопленочных объектах вторичных структурах (ВС). В этой связи, поведение покрытий, по лученных ЭИЛ, представляют значительный интерес на фоне процес сов самоорганизации описанных выше.

Режимы эксплуатации режущего инструмента можно условно разбить на два диапазона: низкотемпературный и высокотемператур ный. Низкотемпературные режимы резания располагаются вдали от температуры рекристаллизации инструментального материала и ха рактеризуются такими механизмами изнашивания, которые слабо за висят от термических процессов. К таковым можно отнести абразив ное и адгезионное изнашивание. Высокотемпературный режим рас полагается вблизи температуры рекристаллизации и характеризуется такими механизмами разрушения инструмента, которые носят термо активационную природу, например, диффузионный, окислительный и другие виды изнашивания.

Изнашивание представляет сложную комбинацию различных ме ханизмов разрушения, поэтому рассмотрение крайних низко- и высо котемпературных вариантов потери работоспособности инструмента облегчает анализ процессов, за счет которых реализуется сопротив ляемость контактной структуры. Учитывая изложенное, анализ рабо тоспособности инструмента, упрочненного электроискровым легиро ванием, осуществлялся путем исследования характера его изнашива ния на режимах резания с превалирующим адгезионным видом изна шивания, а также в условиях разрушения в зоне температуры красно стойкости. Степень упрочнения поверхностной структуры оценива лась по плотности дислокаций. Создание различных величин плотно стей дислокаций реализовывалось варьированием режимов легирова ния и использованием электродов из различных материалов, в частно сти: Р6М5, ВТ1-0, ВК6М и Т15К6.

На рис. 4.30 и 4.31 представлены стойкостные зависимости быст рорежущих резцов из Р9К6 и Р6М5, упрочненных электроискровым легированием различными материалами, из которых следует, что уп рочнение быстрорежущим электродом Р6М5 дало минимальный эф фект повышения стойкости ( 50 %), который проявляется лишь на малых скоростях резания до 0,5 м/c. С повышением скорости резания стойкость упрочненного инструмента падает и на скоростях выше 0,4…0,5 м/с принимает значения меньше исходной. Применение электрода из ВТ1-0 дало 2-х кратное повышение стойкости на скоро сти V = 0,25 м/с, однако и в этом случае эффективность упрочнения с повышением скорости резания резко падает, принимая исходное зна чение на V 0,45 м/с. Обработка твердым сплавом обеспечила ста бильное повышение стойкости во всем рассмотренном диапазоне ре жимов резания, при этом с повышением скорости относительное уве личение стойкости возрастает. Больший эффект повышения износо стойкости показало модифицирование твердым сплавом Т15К6 по сравнению ВК6М, особенно в области скоростей резания 0,4…0, м/с, где стойкостная кривая принимает слабый «горбообразный» ха рактер. Представленные результаты позволяют заключить, что уп рочнение твердосплавными электродами является более эффектив ным по сравнению с легированными сплавами, которые обеспечива ют повышение стойкости на низких скоростях резания. Полученные результаты коррелируют с представлениями о том, что с повышением твердости материала анода упрочнение поверхности катода возраста ет. Необходимо также отметить, что упрочнение резца из Р6М5 про изводилось в среде углекислого газа, а из Р9К5 на воздухе, при этом характер влияния материала анода на износостойкость упрочненной контактной поверхности инструмента сохраняется неизменным.

Т, мин S = 0,2 мм/об 3 t = 0,5 мм 0,25 0,333 0,416 0,50 V, м/с Рис. 4.30. Влияние скорости резания на стойкость резцов из Р9К5 при точении стали 30ХН3МФА: 1 – обычный инструмент;

2 – электрод Р6М5;

3 – электрод ВТ1-0;

4 – электрод ВК6М;

5 – электрод Т15К Т, мин S = 0,2 мм/об t = 0,5 мм V, м/с 0,25 0,333 0,416 0, Рис. 4.31. Влияние скорости резания на стойкость резцов из Р6М при точении стали 12Х18Н10Т: 1 – обычный инструмент;

2 – электрод Р6М5;

3 – электрод ВК6М;

4 – электрод Т15К Влияние состава газовой межэлектродной среды на стойкость резца из Р6М5, подвергнутого ЭИЛ материалами ВК6М и Р6М5, представлено на рис. 4.32 и 4.33. Обработка ЭИЛ с использованием газов в большинстве случаев показала положительный эффект;

газы по степени эффективности независимо от материала анода распола гаются в следующей последовательности. Наибольшее повышение стойкости достигнуто при легировании в кислороде, затем следует воз дух, азот и углекислый газ. При точении 12Х18Н10Т разница между по следними тремя газами проявляется четко на скоростях резания, не пре вышающих V 0,45 м/с, при обработке же стали 40Х различие в стой кости незначительное, и проявляется только до V 0,7 м/с. С повыше нием скорости резания износостойкость контактной поверхности, сформированной в углекислом газе, возрастает, принимая наибольшее значение по сравнению с остальными вариантами упрочнения, а эффек тивность кислорода падает до исходного состояния. Аргон дал мини мальное повышение стойкости при легировании материалом ВК6М и отрицательный эффект при обработке Р6М5 одноименным электродом.

Т, мин 0,5 0,583 0,667 0,75 V, м/с Рис. 4.32. Влияние скорости резания на стойкость резцов из Р6М5 при точении стали 12Х18Н10Т: 1 – обычный инструмент;

2 – обработка в Ar;

3 – обработка в СО2;

4 – обработка в N2;

5 – обработка на воздухе;

6 – обработка в О Т, мин 0,25 0,333 0,416 0,5 V, м/с Рис. 4.33. Влияние скорости резания на стойкость резцов из Р6М5 при точении стали 40Х: 1 – обработка в Ar;

2 – обычный инструмент;

3 – обработка в СО2;

4 – обработка в О2;

5 – обработка в N Выполненные стойкостные исследования еще раз убедительно подтверждают, что межэлектродная среда является активным компо нентом процесса электроискрового легирования, правильный выбор которой может обеспечивать более 200 % повышения стойкости (на пример, применение кислорода).

Анализируя результаты стойкостных исследований с рентгеност руктурными данными поверхности инструмента, сформированной электроискровым легированием, видна четкая связь между упрочне нием, характеризующимся повышенной плотностью дислокаций и стойкостью инструмента. На рис. 4.34 представлено влияние плотно сти дислокаций, упрочненных поверхностных структур инструмента из Р6М5 электродом ВК6М на стойкость при точении стали 12Х18Н10Т.

Т, мин. 10, см - 17,5 20 22,5 25 27, Рис. 4.34. Влияние плотности дислокаций на стойкость резца из Р6М при точении 12Х18Н10Т: 1 – V = 0,283 м/с;

2 – V = 0,333 м/с;

3 – V = 0,416 м/с;

4 – V = 0,5 м/с;

5 – V = 0,583 м/с При резании на скоростях до 0,416 м/с между стойкостью инст румента и плотностью дислокаций наблюдается прямая пропорцио нальная зависимость линейного характера.

Начиная с V = 0,5 м/с появляется незначительное отклонение от линейности, заключающееся в появлении слабо выраженного максимума при плотности дислокаций = 2,05 1012 см-2, сформи рованной в среде углекислого газа. На скорости V = 0,583 м/с экс тремум принимает явные очертания, и связь между стойкостью инструмента и плотностью дислокаций теряет прямопропорцио нальную зависимость. Аналогичное имеет место при упрочнении резца из Р6М5 одноименным электродом. Результаты этих иссле дований представлены на рис. 4.35. В этом случае также наблюда ется прямопропорциональная линейная зависимость между стой костью инструмента и плотностью дислокаций упрочненных по верхностных структур, которая проявляется до скорости V = 0, м/с. Далее наблюдается отклонение от линейности и при V = 0, м/с появляется четкий максимум стойкости, соответствующий также структуре, упрочненной в среде углекислого газа.

Т, мин 15. 10 11см - 17,5 20 22,5, Рис. 4.35. Влияние плотности дислокаций на стойкость резца из Р6М при точении 12Х18Н10Т после электроискрового легирования материалом Р6М5: 1 – V = 0,25 м/с;

2 – V = 0,3 м/с;

3 – V = 0,333 м/с;

4 – V = 0,367 м/с;

5 – V = 0,416 м/с Следовательно, в области линейной зависимости стойкости инструмента от плотности дислокаций роль межэлектродной сре ды и режимы электроискрового легирования проявляются по их совместному влиянию на степень упрочнения сформированной поверхностной структуры. Однако износостойкость этой струк туры будет зависеть от материала обрабатывающего электрода анода. Действительно, одна и та же плотность дислокаций, наве денная различными электродами, обладает разной износостойко стью и термической устойчивостью. Так, при упрочнении твердо сплавным электродом ВК6М стойкость быстрорежущего инстру мента принимает большие значения, в среднем на 10…15 % по сравнению с таковыми обработанными одноименным материа лом электрода. Отличие в термической устойчивости упрочнен ных структур проявляется в различных скоростях резания, при которых начинается отклонение от линейной зависимости Т = f(). При модифицировании ВК6М линейность начинает теряться при V = 0,5 м/с, а при упрочнении одноименным электродом Р6М при V = 0,333 м/с.

Отклонение от линейности зависимости Т = f() является след ствием начала структурных изменений в упрочненных поверхно стных слоях инструмента под действием тепловых и силовых на грузок контактного фрикционного процесса, приводящих к форми рованию новых вторичных образований, существенно отличаю щихся от исходных.

Формирование вторичных структур на контактных поверх ностях имеет место и на низких скоростях резания за счет их пла стической деформации. Но низкие температуры при этом не по зволяют проявляться процессам, связанным с перераспределени ем легирующих элементов, поэтому между вторичной и исходной структурами наблюдается прямая преемственность. С повыше нием скорости резания, и, как следствие, температуры на кон тактных поверхностях инструмента структурная приспосабли ваемость будет реализовываться за счет пластической деформа ции, рекристаллизации и отдыха, а также диффузионных процес сов, поэтому вторичные структуры могут сильно отличаться от исходных.

Электроискровое легирование с применением твердосплав ного электрода из ВК6М обеспечивает наличие на упрочненной поверхности инструмента легированного слоя и износостойкого покрытия, стимулирующих формирование более устойчивой дис локационной структуры за счет эффектов торможения подвижно сти линейных дефектов кристаллического строения облаками Коттрелла и Сузуки. При использовании же одноименного с ин струментальным материалом электрода из Р6М5 легированный слой может содержать только элементы межэлектродной среды, поэтому термическая устойчивость наведенных дислокаций в этом случае будет ниже. Именно это и фиксируют стойкостные исследования. Анализируя характер нелинейных кривых Т = f() следует, что наиболее износостойкую вторичную структуру, трансформированную из упрочненной, обеспечивает применение в качестве межэлектродной среды углекислый газ, затем следует азот, воздух и кислород. Аргон и в этом случае дает самый низкий эффект, а наличие твердосплавного износостойкого покрытия существенно повышает качество вторичной структуры с точки зрения ее износостойкости.

Кинетика формирования износостойкости вторичных кон тактных структур наглядно прослеживается по характеру скоро стей изнашивания, представленных на рис. 4.36, имеющих вид типовых кривых Вейбулла. Скорость установившегося изнаши вания располагается в диапазоне J = 0, 012…0,015 мм/мин, при нимая одно из наименьших значений при электроискровом леги ровании в кислороде и воздухе. Начальная скорость изнашива ния инструмента, упрочненного в аргоне, достигает самое мини мальное из всех значений и составляет J = 0,05 мм/мин. Сравни вая скорость установившегося изнашивания с плотностью дис локаций исходной и упрочненных структур, следует, что с повы шением ее износостойкость возрастает, при этом структура, сформированная в аргоне, укладывается в общую закономер ность. Следовательно, низкая стойкость инструмента, упрочнен ного в аргоне, объясняется тем, что при высокой исходной изно состойкости, структура быстро теряет свои свойства и в течение первых 5…10 минут работы входит в режим интенсивного ката строфического износа, поэтому с физической точки зрения экс плуатационные свойства инструмента целесообразнее анализиро вать не по технологическому параметру стойкости, а по его ско рости изнашивания.

С повышением плотности дислокаций упрочненных структур их износостойкость возрастает, что отражается гиперболической зависимостью «скорость изнашивания – плотность дислокаций».

Анализируя рис. 4.37 следует, что эта закономерность принципи ально сохраняется вне зависимости от способа упрочнения, оста ваясь таковой как для вариантов чисто деформационного упроч нения, так и электроискрового легирования, отличаясь лишь не которыми количественными соотношениями. Так, процессами деформационного упрочнения максимальная плотность дислока ций была зафиксирована на уровне 3,8 1012 см-2, а при ЭИЛ 3,0 1012 см-2.

J, мм/мин 0,06 2 0, 0, 4 t, мин 10 20 30 40 Рис. 4.36. Скорость изнашивания резцов из Р6М5 при точении 12Х18Н10Т:

1 – обычный инструмент;

2 – обработка в СО2;

3 – обработка в N2;

4 – обработка на воздухе;

5 – обработка в О2;

6 – обработка в Ar Однако степень неравновесности микроструктуры при ЭИЛ может превышать таковую, сформированную деформационным упрочнением из-за наличия легирующих элементов и более высо кой плотности точечных дефектов. Т. е. при равенстве плотностей дислокаций структура, упрочненная ЭИЛ, обладает большим хи мическим потенциалом за счет суммирования к упругой внутрен ней энергии свободной энергии диффузантов и точечных дефектов.

- J. 10, мм/мин. 10 11см - 1 7,5 22,5 25 27,5, Рис. 4.37. Влияние плотности дислокаций упрочненной структуры Р6М5 на скорость изнашивания резца при точении 12Х18Н10Т Рассмотренные закономерности между упрочнением инстру мента и его износостойкостью проявляются на режимах резания, при которых тепловая ситуация не стимулирует процессы термо активационного характера, когда возможно экстраполирование исходных свойств структуры на ее вторичные формирования и наоборот.

С повышением скорости резания, и, как следствие, температуры, в процессах структурной приспосабливаемости деформационные ме ханизмы теряют свою доминирующую роль и на первое место выдви гаются явления термоактивационного характера, отражающие диффу зионные и химические реакции, а также дислокационно вакансионную кинетику, определяющие в конечном итоге термиче скую устойчивость упрочненной структуры и ее диссипативные свой ства. Подтверждением того, что деформационное упрочнение при вы сокотемпературных режимах эксплуатации инструмента утрачивает свою значимость, является нарушение пропорциональной зависимости между износостойкостью и плотностью дислокаций. На рис. 4.38 пред ставлено влияние плотности дислокаций на скорость изнашивания бы строрежущего инструмента, упрочненного электроискровым легиро ванием и эксплуатируемого вблизи температуры красностойкости.

J, мм/мин 1, 1, 0, 0, 0, 0,2. 10 11см - 16 20 24 28, Рис. 4.38. Влияние плотности дислокаций упрочненной структуры Р6М5 на скорость изнашивания резца при точении 12Х18Н10Т: 1 – V = 0,5 м/с;

2 – V = 0,533 м/с;

3 – V = 0,558 м/с;

4 – V = 0,588 м/с;

5 – V = 0,633 м/с Характер кривых наглядно демонстрирует нарушение гипербо лической связи и отсутствие строгой функциональной зависимости между скоростью изнашивания и параметром деформационного уп рочнения. Так, при резании на V = 0,5…0,583 м/с наибольшая износо стойкость приходится на = 2,05 1012 см-2, при V = 0,633 м/с на = = 2,35 1012 см-2, а максимальная плотность дислокаций = 3 1012 см- во всем рассмотренном скоростном диапазоне показала одну из высо ких скоростей изнашивания.

Согласно существующим представлениям красностойкость уп рочненной структуры можно повысить путем блокирования подвиж ности дислокаций легирующими элементами или ноль-дефектами, которые, «осаждаясь» на линейные дефекты кристаллического строе ния, образуют вокруг них облака Котрелла и Сузуки. Практическая реализация процессов формирования упрочненных красностойких поверхностей базируется на технологиях высокотемпературной тер момеханической обработки высоколегированных сталей и сплавов, когда с помощью пластической деформации происходит наведение повышенной плотности дефектов кристаллического строения. Затем в результате последующего термического воздействия стимулируется диффузионный массоперенос легирующих элементов, приводящих к торможению дислокаций при одновременном удалении неустойчивых и легкоподвижных линейных дефектов кристаллического строения.

Аналогичные процессы по сути, но с некоторыми особенностями, мо гут иметь место и при электроискровом легировании. Действительно, основной энергетический акт заключается в импульсном термическом воздействии на упрочняемую поверхность, при котором в зависимо сти от соотношения скоростей нагрева и охлаждения могут иметь ме сто разные случаи упрочнения от традиционной закалки до аморфи зации, характеризующиеся формированием кристаллической решетки с повышенной концентрацией дефектов кристаллического строения, величина которой может быть дополнительно увеличена за счет кон тактного взаимодействия электродов. В отличие от традиционной вы сокотемпературной термомеханической обработки структура, полу ченная электроискровым легированием, будет обладать повышенной плотностью точечных дефектов и внедрений, так как межэлектрод ный массоперенос, формирующий легированный слой, реализуется за счет перемещения вещества в атомарном, ионно-плазменном и жид ко-капельном состояниях. Первые наиболее сильно отражаются на активности диффузионных процессов в упрочненных слоях, играю щих важную роль в формировании вторичных диссипативных струк тур. Следовательно, чем выше плотность линейных и точечных де фектов кристаллического строения упрочненных структур, тем ак тивнее процессы внутреннего структурного массопереноса и больше потенциальных возможностей для формирования устойчивых дисло кационных ансамблей, заторможенных ноль-дефектами.

Быстрорежущая сталь является высоколегированным сплавом, способным за счет внутренних ресурсов обеспечить поток легирую щих элементов в полях упругих напряжений вблизи дислокаций. Но наличие легированного покрытия, созданного в газовой среде, фор мирует дополнительный источник активных диффузантов, поэтому износостойкость упрочненной структуры необходимо в первую оче редь связывать с процессами внутреннего массопереноса легирующих элементов.

С учетом изложенного влияние режимов легирования, материала легирующего электрода и состава межэлектродной среды необходимо при анализе красностойкости упрочненного инструмента рассматри вать с трех позиций:

по их роли в наведении высокой плотности дефектов кристал лического строения;

по их способности в обеспечении потока активных диффузан тов для стабилизации упрочненной поверхности в момент ее форми рования и в процессе структурной приспосабливаемости;

по их роли в формировании экранирующих и антифрикцион ных покрытий, активно влияющих на трибологические контактные процессы при резании.

Исследованиями процесса упрочнения при электроискровом ле гировании установлено, что межэлектродная среда есть активный способ управления плотностью дислокаций. Так, согласно результа там, представленным на рис. 4.29 (раздел 4.7), введением технологи ческой газовой среды можно изменять плотность дислокаций в диапа зоне = 1,0 1012 см-2;

а замена твердосплавного электрода на быст рорежущий обеспечивает варьирование лишь на уровне = = 0,3 1012 см-2. Варьируя составом межэлектродной газовой среды, можно воздействовать и на процесс стабилизации дислокационной структуры. Обладая лучшей ионизирующей и диссоциативной спо собностью, газы при модифицировании являются удобным методиче ским средством изучения процессов формирования красностойкости упрочненных структур.

Резюмируя изложенное, следует, что электроискровым легирова нием можно повысить как износостойкость, так и красностойкость рабочих поверхностей инструмента. При этом повышение износо стойкости подчиняется общей закономерности, связанной с упрочне нием, которое численно можно оценить плотностью дислокаций, т. е.

имеет место прямопропорциональная зависимость «износостойкость – плотность дислокаций».

Режимы электроискрового легирования и красностойкость сфор мированной рабочей поверхности инструмента связаны между собой более сложной зависимостью, в основе которых лежат механизмы, блокирующие тепловую и силовую подвижность дислокаций.

4.9. Управление износостойкостью титановых сплавов при электроискровом легировании Титан и его сплавы относят к перспективным материалам, широко используемым не только в авиационно-космической технике, но и других отраслях машиностроения. Привлекатель ность титановых сплавов определяется целым рядом уникальных свойств, таких как высокая удельная прочность, термостойкость, коррозионная стойкость, достаточная технологичность и т.п. [33;

118;

247]. Однако особенностью титана и его сплавов является высокая склонность к контактному схватыванию при трении.

Это обстоятельство создает известные трудности при обработке титановых сплавов резанием и делает опасным их применение в узлах трения механизмов и машин из-за возможности заедания и заклинивания.

Адгезионную активность одного металла по отношению к друго му можно качественно оценить по диаграммам Даркена-Гурри, по строенным в координатах «электропроводность – атомарный радиус».

В основе этой методики лежат два экспериментально-теоретических положения, которые формулируются следующим образом. Во первых, чем ближе на диаграмме к базовому элементу (за базовый принимается элемент, для которого строится диаграмма) располагает ся анализируемый металл, тем больше между ними сила адгезии. Во вторых, чем больше вероятность образования между элементами ста бильного и метастабильного твердого раствора замещения, тем выше сила адгезии между ними [80;

81;

84]. Анализ таких диаграмм пока зывает, что большинство металлов, используемых при создании кон струкционных сталей и сплавов, располагаются в зоне активного ад гезионного взаимодействия. К ним, в частности, можно отнести Fe, Cr, Mn, Ni, Al, Mg, Ti и другие.

Титан и титановые сплавы обладают низкой антифрикционно стью. Так, среднее значение коэффициента сухого трения титана по титану составляет f = 0,47…0,49, при трении титана по бронзе f = = 0,2…0,37, а в паре с антифрикционными полимерными материала ми f = 0,1…0,44 [247].

Исключительно высокая коррозионная стойкость титана, иногда превышающая сопротивление коррозии нержавеющей стали, обеспе чивается плотной поверхностной защитной оксидной пленкой. За щитная роль такой пленки ярко демонстрируется известным фактом, что за 4000 лет в морской воде растворился бы слой титана, равный толщине листа писчей бумаги [118]. Относительно тонкая оксидная пленка по сравнению с титаном обладает более высокой хрупкостью, поэтому она легко разрушается при трении за счет высоких контакт ных нагрузок. Интенсивному механическому разрушению оксидной пленки способствуют и ряд других факторов, таких как повышенная упругая деформация титана и его сплавов из-за высокого модуля упру гости и низкого коэффициента теплопроводности, а так же склонность к деформационному упрочнению и активному поглощению газов.

При развитии прочных адгезионных связей в процессах трения и наличии высоко-упрочненного поверхностного слоя разрушение ти тановых сплавов происходит по глубине основного металла. При этом повреждения носят, так называемый, глубинный характер со значи тельным вырыванием металла и образованием наростов на контртеле.

Упрочнение титанового сплава ВТ3-1 осуществлялось на уста новке «Элитрон-22А». В качестве легирующего электрода использо вался электротехнический графит диаметром 6,0 мм, который обеспе чивал преимущественно тепловое импульсное воздействие и относи тельно слабый поток активного вещества. В результате такой обра ботки упрочненная поверхность формировалась за счет зоны терми ческого влияния с небольшой толщиной легированного слоя, состоя щего из карбидов, нитридов и оксидов титана. Режимы упрочнения соответствовали условиям образования поверхностной структуры с минимальным числом микротрещин [111]. При упрочнении использо вались следующие режимы: Е = 0,06 Дж, В = 6,0 104 Вт, = 100 Гц.

Для исключения влияния образующегося покрытия и удаления де фектного слоя с высокой шероховатостью образцы подвергались по лированию.

Триботехнические исследования проводились на специальной ус тановке, моделирующей граничное трение призматического образца по диску. Эмпирическая зависимость скорости линейного изнашива ния как функция нормального контактного давления определялась в виде степенного уравнения J Kq m. (4.9) Коэффициент К и показатель степени m находились с помощью ускоренной методика определения износостойкости материала.

На рис. 4.39 приведена зависимость скорости линейного из нашивания титанового сплава ВТ3-1 при трении о серый чугун СЧ21 в зависимости от нормального давления. Трение осуществ лялось в режиме граничной смазки в среде машинного масла И20. Выбор контртела из серого чугуна обосновывался относи тельно низкой деформационной упрочняемостью этого материа ла, что позволило в чистом виде анализировать все особенности поверхностного разрушения титанового сплава и его структур ную приспосабливамость при отсутствии влияния структурных изменений в контртеле.

Для неупрочненного образца зависимость носит линейный характер, указывая на то, что процесс адгезионного взаимодейст вия с повышением нормального давления стабильно активизиру ется. Учитывая особенность ускоренного метода испытания ма териала на износостойкость, линейность исследуемой зависимо сти можно объяснить или слабым проявлением деформационного упрочнения при формировании вторичной структуры, либо на оборот активным протеканием этого процесса за очень короткий период приработки с образованием вторичной структуры с пре дельной степенью деформационного упрочнения, которая в даль нейшем не испытывает никаких серьезных изменений. Второй случай является более вероятным, правомочность которого под крепляется следующими фактами. Во-первых, титановые сплавы относятся к активным деформационно упрочняемым материа лам;

во-вторых, они имеют высокий модуль упругости, поэтому даже незначительный градиент температуры может вызвать раз витие термических напряжений, превышающих предел текуче сти;

и в третьих, анализ трибограмм показывает, что при трении титанового сплава период приработки достигает не более одной минуты (около 35…50 с), в течение которого происходит интен сивное снижение и стабилизация силы и коэффициента трения.

J, мкм/мин 20 0 Р, МПа а) J, мкм/мин 0, 0, 0, 0, 0, 0 20 60 Р, МПа б) Рис. 4.39. Влияние нормального давления на скорость линейного изнашивания титанового сплава ВТ3-1: 1 – неупрочненный (а);

2 – ЭИЛ при В = 4,44 103 Вт;

3 – ЭИЛ при В = 6,0 104 Вт (б) Характер зависимости скорости линейного изнашивания уп рочненного образца как функции нормального давления принци пиально отличается от неупрочненного. Их численные значения меньше почти на два порядка, а сама зависимость носит выра женный нелинейный характер, при которой с повышением нор мального давления темп роста скорости линейного изнашивания снижается.

Электроискровое легирование титанового сплава ВТ3-1 повыша ет его антифрикционные свойства за счет формирования более твер дой поверхностной структуры и образования целого ряда химических соединений с высокой степенью стехиометрии и низкой адгезионной активностью. Рентгенофазовый анализ образцов после электроискро вого легирования показал наличие в поверхностных слоях кроме кар бида титана большое количество оксидов и нитридов, образующих твердые растворы в фазе -Ti и -Ti. В результате при трении упроч ненного образца независимо от материала контртела наблюдается снижение коэффициента трения почти в 1,5 раза и температуры бо лее чем на 30 % [181]. Позитивная роль электроискрового легирова ния проявляется также в самом характере протекания процесса тре ния. Если при скольжении не упрочненного образца имели место за диры и активное наростообразование, то при трении упрочненных образцов эти процессы проявлялись в меньшей степени.


Сопротивление поверхностного слоя изнашиванию можно оце нить удельными энергетическими затратами на триборазрушение как отношение плотности мощности трения к скорости линейного изна шивания. Формула для расчета этого параметра имеет следующий вид:

fV 1 m aтр q, (4.10) K m где f – коэффициент трения;

V – скорость скольжения;

q – нормальное давление;

K, m – эмпирические параметры.

При трении не упрочненного образца удельные энергетические затраты на изнашивание не зависят от нормального давления и дости гают значений атр = 14,89 Дж/мм3. При изнашивании упрочненных на «Элитроне-22А» образцов энергетические затраты на поверхностное разрушение описываются уравнением aтр 864,23q 0,615. (4.11) Видно, что с повышением плотности мощности упрочняющего искрового воздействия сопротивляемость образующейся поверхност ной структуры изнашиванию возрастает.

4.10. Влияние электроискрового легирования стальных поверхностей на уровень адгезионного взаимодействия В работах [107;

165] исследовали влияние режимов ЭИЛ на мик ротвердость, износостойкость режущего инструмента и деталей ма шин. Показано, что в зависимости от технологических режимов обра ботки микротвердость покрытия может в 1,5 – 3,0 раза превышать микротвердость стальной основы. При этом не изучалось влияние мо дифицирования на другие характеристики фрикционного взаимодей ствия (сила трения, коэффициент трения), хотя они характеризуют энергетические затраты и термодинамику процесса. Поэтому пред ставляет научный и практический интерес изучение энергетических характеристик фрикционного взаимодействия модифицированных поверхностей, в том числе характеристик адгезионного взаимодейст вия.

Целью данного блока исследований является определение влия ния режимов электроискровой обработки и материалов легирующих электродов на адгезионную составляющую силы трения при фрикци онном контакте покрытия с контртелом на основе исследования силы адгезии, возникающей между сканирующим зондом микроскопа и сформированным покрытием.

Изучение свойств и структуры поверхностных слоев, полученных при обработке высококонцентрированным потоком энергии, пред ставляет определенные трудности в связи с экстремальными усло виями получения таких структур. Это требует использования специ альных методов исследования.

В настоящее время метод атомно-силовой микроскопии (АСМ) нашел широкое применение в различных областях науки, в том числе в материаловедении и трибологии для исследования морфологии по верхности, адгезионных и трибологических характеристик. АСМ зон дируют поверхность образца острой иглой длиной 1 2 мкм и диа метром обычно не более 10 нм. Игла устанавливается на свободном конце измерительной консоли.

Основной принцип работы АСМ заключается в воздействии сил со стороны поверхности образца на острие сканирующей иглы. Сила, которая чаще всего ассоциируется с АСМ это межатомная сила, на зываемая также Ван-дер-Ваальсовой [91;

92].

На рис. 4.40 схематически представлена кривая зависимости меж атомной силы от расстояния между острием иглы и образцом. Правая часть кривой характеризует ситуацию, когда атомы острия и поверх ности разделены большим расстоянием. По мере постепенного сбли жения они будут сначала слабо, а затем все сильнее притягиваться друг к другу. Сила притяжения будет возрастать до тех пор, пока ато мы не сблизятся настолько, что их электронные облака начнут оттал киваться электростатически. При дальнейшем уменьшении межатом ного расстояния электростатическое отталкивание экспоненциально ослабляет силу притяжения. Эти силы уравновешиваются при рас стоянии между атомами порядка двух ангстрем, что приблизительно составляет длину химической связи. Когда суммарная межатомная сила становится положительной (отталкивающей), то это означает, что атомы вступили в контакт.

Сила, F Контактный режим Расстояние, d -2 нм Бесконтактный режим Режим обстукивания Рис. 4.40. Зависимость силы межатомного взаимодействия от расстояния между острием и образцом В отношении контакта между острием сканирующей иглы и по верхностью исследуемого образца работа атомно-силового микроско па обычно проходит в одном из режимов, соответствующим обозна ченным на рис. 4.40 участкам кривой межатомного взаимодействия.

Это контактный и бесконтактный режимы, сочетание которых дает режим «обстукивания». При контактном режиме, известном иначе как режим отталкивания, острие сканирующей иглы АСМ приходит в мягкий «физический контакт» с образцом. Измерительная консоль, на свободном конце которой расположена игла, обычно характеризуется низкой константой упругости, величина которой должна быть мень ше, чем эффективная константа упругости, удерживающая атомы об разца вместе.

Наклон кривой на графике межатомных сил в области отталкива ния, или контакта, очень крутой (рис. 4.40). Вследствие этого оттал кивающая сила уравновешивает практически любую силу, которая пытается сблизить атомы друг с другом. Для АСМ это означает, что если измерительная консоль прижимает острие иглы к поверхности, то консоль скорее изогнется, чем ей удастся приблизить острие к ато мам образца.

В бесконтактном режиме, также известном как режим притяже ния АСМ отслеживает притягивающие Ван-дер-Ваальсовы силы ме жду острием сканирующей иглы и образцом. Зазор между острием и образцом обычно составляет 5 10 нм. На таком расстоянии элек тронные орбитали атомов острия сканирующей иглы начинают син хронизироваться с электронными орбиталями атомов образца. В ре зультате возникает слабое притяжение, потому что в любой момент времени атомы острия и образца поляризованы в одном и том же на правлении. В свободном пространстве эти атомы будут сближаться до тех пор, пока сильное электростатическое отталкивание, описанное выше, не станет преобладающим.

Из рис. 4.40 видно, что в области бесконтактной работы АСМ на клон кривой Ван-дер-Ваальсовых сил более пологий, чем в контакт ной. Такой пологий наклон означает меньшие отклонения измери тельной консоли при реакции на изменения величины зазора между острием и образцом. Кроме того, здесь необходимо использовать бо лее жесткую консоль, так как в противном случае острие сканирую щей иглы залипнет на поверхности образца как только приблизится к ней на достаточно малое расстояние, когда начинают работать силы притяжения. Однако следует учитывать, что жесткая консоль в ответ на малые силы отклоняется меньше, чем мягкая, и поэтому для бес контактного АСМ должна быть использована более чувствительная схема детектирования.

Исследование силы адгезии проводили на сканирующем зондо вом микроскопе Solver PRO методом атомно-силовой микроскопии в полуконтактном режиме сканирования на воздухе с использованием зондовых датчиков марки NSG10 с резонансной частотой 219 кГц и радиусом закругления кончика зонда 10 нм. Абсолютная погрешность определения силы адгезионного взаимодействия зонда и поверхности в одной точке 15 нН.

Для оценки сил адгезионного взаимодействия модифицирован ных образцов снимали кривые подвода-отвода зонда относительно поверхности образца, показывающие зависимость изгиба зонда под действием поверхностных сил при его подводе (отводе) к поверхности (от поверхности).

Обработка образцов осуществлялась на установке «IMES-01-2», предназначенной для электроискровой обработки деталей машин с целью повышения их износостойкости, восстановления размеров из ношенных деталей машин, упрочнения рабочих поверхностей режу щего инструмента и штамповой оснастки, нанесения серебра на элек трические контакты и т.д. Обработка выполнялась на различных ре жимах, при этом напряжение между электродами варьировалось в пределах U = 80 – 160 В, емкость разряда конденсаторов С = = 14 180 мкФ, частота разряда составляла 400 Гц. Контроль разряд ного тока осуществлялся по стрелочному указателю, находящемуся на лицевой панели генератора ЭИЛ.

Перенос материала анода на катод и взаимодействие между ними обеспечивает изменение физико-химических свойств поверхности в зависимости от состава материала анода. Поэтому методика исследо вания предусматривает применение различных электродных материа лов, что позволяет получить более широкий спектр характеристик ле гированного слоя.

Образцы изготавливали из углеродистой стали 45 и низколегиро ванной стали ХВГ;

в качестве легирующих электродов применяли электроды, изготовленные из твердосплавных композиционных мате риалов ВК8 и Т15К6;

электрод с составом 50% WC-Co, 50% Ni-Cr B-Si;

электрод на основе TiC с добавками Ni-Mo-ДТК (датолитовый концентрат).

Влияние напряжения между электродами на силу адгезионного взаимодействия для стали 45, обработанной электродом ВК8, показа но на рис. 4.41. Зависимость получена по средним значениям измере ния силы адгезии в 30 точках поверхности при различных значениях емкости разрядного конденсатора.

На рис. 4.42 приведены зависимости силы адгезионного взаимо действия от емкости конденсаторов электроискрового разряда при различных значениях напряжения для образцов из той же стали.

С целью исследования влияния материала легирующего электро да на силу адгезионного взаимодействия зонда с модифицированной поверхностью была проведена серия опытов, при которой обрабаты ваемыми ЭИЛ материалами служили сталь 45 и ХВГ. Диаграмма си лы адгезии представлена на рис. 4.43.

F, нН 80 100 120 140 160 U, В Рис. 4.41. Зависимость силы адгезионного взаимодействия от напряжения для стали 45, легированной электродом ВК8 при емкости:


1 – 14 мкФ;

2 – 60 мкФ;

3 – 120 мкФ F, нН 0 40 80 120 160 С, мкФ Рис. 4.42. Зависимость силы адгезионного взаимодействия от емкости для материала сталь 45, легирующий электрод ВК8, при напряжении: 1 – 80В;

2 – 100В;

3 – 120В;

4 – 160В F, нН Электрод Чистый 50%WC-Co ВК8 Т15К6 с ДТК образец 50% Ni-Cr-B-Si Обрабатываемый Сталь 45 ХВГ материал Рис. 4.43. Сила адгезии после электроискрового легирования различными электродными материалами (U = 120 B, C = 60 мкФ) Анализ результатов исследования показывает, что сила адгезии при взаимодействии «зонд – модифицированная поверхность» существенно изменяется в зависимости от напряжения между электродами и разряд ной емкостью в процессе обработки. С повышением напряжения в им пульсе наблюдается увеличение силы адгезии до определенной величи ны, а затем следует ее уменьшение (рис. 4.41), т.е. зависимость F = f(U) имеет экстремальный характер. При ведении процесса обработки с раз личной разрядной емкостью величина адгезионного взаимодействия монотонно уменьшается с увеличением емкости (рис. 4.42).

Как следует из приведенных зависимостей, изменение названных режимов электроискровой обработки существенно влияет на величи ну силы адгезии. Максимальное снижение силы адгезионного взаимо действия наблюдается при высокой разрядной емкости конденсаторов установки (160 – 180 мкФ) и напряжении между электродами 80 и В, о чем свидетельствуют кривые 1 и 4 на рис. 4.42. При данных усло виях легирования сила адгезионного взаимодействия достигает мини мальных значений. Можно полагать, что данное явление связано с осо бенностями протекания реакций в межэлектродном промежутке и про цесса структурообразования на обрабатываемой поверхности.

Как известно, искровой разряд характеризуется большой концен трацией энергии и высокими значениями термодинамических пара метров – температуры и давления. Несмотря на кратковременность элементарного цикла электроискрового упрочнения, неотъемлемой частью которого является анодный массоперенос, в межэлектродном пространстве имеются все условия для протекания полноценных хи мических реакций и завершенных физических процессов. В первую очередь это обеспечивается высокой температурой и наличием в со ставе анодного массового потока ионно-плазменной фазы.

В данных условиях более полная разрядка емкостей RC генератора в установках ЭИЛ приводит к повышению энергии каждо го электрического импульса в целом [165]. Повышение энергии еди ничного искрового импульса приводит к увеличению температуры на поверхности, времени ее охлаждения, что благоприятно влияет на за вершенность химических реакций с образованием новых фаз. Это, в свою очередь, приводит к уменьшению свободной энергии поверхно сти и, как следствие, к снижению силы адгезии.

При ЭИЛ стальных поверхностей различными электродными ма териалами наблюдается снижение силы адгезионного взаимодействия в 2 – 5 раз по сравнению с необработанным материалом (рис. 4.43).

По степени уменьшения силы адгезии электродные материалы распо лагаются в следующей последовательности: ВК8, Т15К6, электрод с датолитовым концентратом (ДТК), электрод состава 50 % WC-Co, 50 % Ni-Cr-B-Si. Связано это, прежде всего, с формированием струк туры и фазового состава модифицированного поверхностного слоя при участии химических элементов с различными химическими по тенциалами.

Эродированная масса легирующего электрода изотропно раз летается и, попадая в электрическое поле между анодом и като дом, устремляется к последнему. Высокая температура и степень ионизации эродированных частиц электродного материала акти визируют плазмохимические реакции и диффузионные процессы в поверхностном слое. Формирование модифицированного слоя является результатом взаимодействия активизированной исход ной структуры упрочняемого материала с анодным потоком электродного вещества. Образуются новые фазы – интерметал лиды, карбиды, нитриды и т.д. Образование интерметаллидов и других фаз с участием железа и хрома являются следствием мик рометаллургических процессов, протекающих на катоде в ре зультате перемешивания и химического взаимодействия компо нентов легирующего сплава с материалом катода.

Полученные соединения уменьшают наличие свободных элемен тарных частиц (нелокализованных электронов) поверхности за счет их локализации в химических реакциях, что приводит к уменьшению сво бодной поверхностной энергии и силы адгезионного взаимодействия.

Наиболее эффективными с точки зрения уменьшения силы адге зионного взаимодействия являются электроды на основе карбида ти тана с никель-молибденовой связкой, модифицированных добавками датолитового концентрата CaB[SiO4](OH) и электроды на основе кар бида вольфрама с добавками Ni-Cr-B-Si. Связано это с тем, что введе ние ДТК в материал электрода и системы элементов Ni-Cr-B-Si при водит к снижению физико-механических свойств электродных мате риалов и к большей их эрозии в процессе ЭИЛ. Это, в свою очередь, приводит к увеличению эффективности массопереноса, что положи тельно сказывается на условиях формирования легированного слоя.

Введение в электрод на основе карбида вольфрама минеральных ассоциаций позволяет увеличить долю жидкофазной составляющей в продуктах эрозии по сравнению со стандартным твердым сплавом, что способствует более активному взаимодействию химических эле ментов и образованию новых фаз [127], что в конечном итоге приво дит к снижению свободной поверхностной энергии.

4.11. Управление коррозионной стойкостью сталей, модифицированных электроискровым легированием Поверхностные структуры, модифицированные электроискровым легированием, отличаются высокой плотностью дефектов кристалли ческого строения и могут обладать повышенной химической активно стью. Последнее является сдерживающим фактором при использова нии электроискрового легирования для упрочнения и восстановления прецизионных пар трения, ресурс работы которых во многом контро лируется активностью коррозионно-химических трибореакций.

В выполненных исследованиях коррозионные свойства модифи цированной стали 25Х5М оценивали стационарным электрохимиче ским потенциалом, возникающим при взаимодействии с водным рас твором серной кислоты определенной концентрации. В качестве ле гирующего электрода использовали твердые сплавы группы ВК и ТК, нержавеющую сталь 12Х18Н10Т, хромомолибденовую сталь 25Х5М.

Изменение электрохимических свойств модифицированных структур связывается с наведением дефектов кристаллического строения и образованием на поверхности островковых формирований разной степени сплошности, имеющих композиционно-слоистое строение. Первые вызывают перераспределение концентрации сво бодных электронов, а вторые образуют с материалом основы и между собой микрогальванопары. В предположении аддитивности влияния указанных факторов стационарный электрохимический потенциал модифицированной структуры можно представить как сумму двух слагаемых, одно из которых отображает роль гальванопар, а другое остаточных напряжений.

На рис. 4.44 представлена зависимость скорости самопассивации стали 25Х5М от энергии в импульсе, после электроискрового легиро вания. Как видно, с увеличением энергии в импульсе скорость роста оксидов упрочненных структур при растворении их в водных раство рах серной кислоты проходит через максимум для всех легирующих электродов и в дальнейшем уменьшается или остается постоянной.

Установлено, что наибольшей коррозионной стойкостью облада ет структура, легированная при энергии E 0,8 Дж нержавеющей ста лью 12Х18Н10Т. Структура, модифицированная электродом из ВК6М, отличается более высокой коррозионной активностью по сравнению с таковой, упрочненной Т15К6 примерно в два раза. С из менением энергии единичного искрового разряда коррозионная стой кость упрочненной поверхности увеличивается по экстремальной за висимости, достигая максимума в диапазоне 0,2 0,85 Дж.

На основании выполненных исследований сформулированы тех нологические рекомендации по электроискровому легированию как методу повышения коррозионной стойкости материалов [106].

В дальнейшем были проведены триботехнические испытания плунжера ТНВД из стали 25Х5М в дизельном топливе на машине трения по схеме «плунжер-колодка».

На рис. 4.45 показаны зависимости интенсивности изнашивания плунжера из стали 25Х5М от энергии в импульсе после электроис крового легирования различными электродами.

- dj/dt.10, B/c Е, Дж 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1, Рис. 4.44. Зависимость скорости самопассивации стали 25Х5М от энергии в импульсе после ЭИЛ электродами: 1 – Т15К6;

2 – ВК6М;

3 – 12Х18Н10Т;

4 – 25Х5М;

5 – исходная сталь 25Х5М - J. 2, 1, 1, 1,4 1, 1, 0, 0 0,2 0,4 0,6 0,8 1,0 Е, Дж Рис. 4.45. Зависимость интенсивности изнашивания плунжера из стали 25Х5М от энергии в импульсе после ЭИЛ электродами: 1 – Т15К6;

2 – ВК6М;

3 – 12Х18Н10Т;

4 – 25Х5М;

5 – исходная сталь 25Х5М Повышение плотности дислокаций, увеличение адсорбционной емкости и увеличение микротвердости поверхности [106;

145], обу славливают наличие ярко выраженного минимума интенсивности из нашивания в диапазоне энергий Е = 0,2 – 0,4 Дж при обработке рас сматриваемыми легирующими электродами (см. рис. 4.45).

Доминирующими факторами, определяющими экстремальный характер кривых изнашивания в диапазоне 0,09 Е 0,4 Дж являют ся смещение стационарного потенциала в положительную область с одновременным резким уменьшением времени его установления за счет развития поверхностной структуры с повышенной плотностью дислокаций. Стационарный потенциал измеряли с помощью цифро вого вольтметра для измерения pH ОР-211/2 относительно хлорсереб рянного электрода сравнения типа ОР-08083 [145].

Выводы На протекание эрозионного процесса в газовой среде при элек троискровом легировании, существенное влияние оказывают пробив ное напряжение газов и их окислительная активность. С понижением пробивного напряжения увеличивается содержание эрозионных час тиц, имеющих природу твердохрупкого разрушения и более крупный размер;

увеличение окислительной активности приводит к уменьше нию размеров эрозионных частиц при одновременном увеличении энергетики и теплосодержания и эрозия анодного материала происхо дит в жидкокапельной фазе.

Характер распределения эрозионных лунок на упрочняемой по верхности является отображением распределения анодного вещества по энергии и массе. При преобладании в анодном потоке частиц жидкока пельной природы кривые распределения микролунок имеют монотонно убывающий характер;

при появлении в составе анодного потока частиц твердохрупкого разрушения кривые распределения экстремальны с яр ко выраженным пиком в определенной области значений.

Взаимный массоперенос между электродным и обрабатываемым материалами на фоне высококонцентрированных энергетических по токов приводит к развитию вторичных структур на их поверхностях.

Эрозионная стойкость электрода-инструмента во многом определяет ся критерием Палатника вторичной поверхностной структуры.

Выполненные исследования показывают, что в основе всех элек тротехнологий обработки материалов лежат структурно энергетические процессы, определяющие активность эрозионного разрушения. При электроискровом упрочнении это скорость эрозии легирующего электрода. Эрозионные процессы во всех электротехно логиях можно представить единой моделью, описывающей соотно шения активационных и диссипативных механизмов взаимодействия электрического разряда с поверхностью твердого тела.

Газовая межэлектродная среда при ЭИЛ активно влияет на тол щину стабилизированного покрытия. Наибольшая толщина покрытия наблюдается в среде углекислого газа по сравнению с модифициро ванной поверхностью, полученной в кислороде и на воздухе. Так, при легировании стали 9ХС электродом ВК6М, толщина нанесенного по крытия в углекислом газе в 1,5…2,2 раза больше чем на воздухе и в 3…4 раза, чем в кислороде.

Рентгенофазовый анализ показал, что воздействие концентриро ванным потоком энергии методом ЭИЛ на поверхность стальных об разцов приводит к существенному изменению фазового состава поверх ностного слоя и параметров тонкой структуры. Обработка электродом Т15К6 способствует появлению в поверхностном слое фазы Ti в боль шом количестве. Модифицированные электродом ВК8 образцы содер жат основные фазы WC, W2C, а электродом марки Ш1 – сложные ин терметаллиды Ni3(AlTi), Ni3(AlTi)С и др.

Целенаправленным созданием газовой межэлектродной среды возможно активно управлять плотностью дислокаций, субзеренной структурой, величиной микроискажений кристаллической решетки стальной поверхности, и, следовательно, износостойкостью легиро ванных слоев.

Подводя итог проведенным исследованиям в области эксплуата ции упрочненного режущего инструмента можно предложить сле дующие рекомендации. ЭИЛ быстрорежущих инструментов, рабо тающих на низких скоростях резания (метчики, протяжки, развертки, мелкие сверла, пальчиковые фрезы, зуборезный инструмент и т. п.), целесообразно производить в кислороде, на воздухе и в аргоне. Инст рументы, эксплуатируемые на высоких скоростях резания (инстру менты, обрабатывающие жаропрочные и труднообрабатываемые ма териалы и т. п.), необходимо легировать в углекислом газе, азоте.

Исследование сканирующей зондовой микроскопией свидетель ствует о том, что изменение силы адгезионного взаимодействия меж ду поверхностями существенно зависит от режимов электроискрового легирования. Установлено, что повышение емкости разряда конден саторов установки ЭИЛ способствует снижению сил адгезионного взаимодействия модифицированных поверхностей;

при этом зависи мость сил адгезии от напряжения между легирующим электродом и обрабатываемой поверхностью имеет экстремальный характер.

Изучение влияния электродного материала показало, что без вольфрамовые композиционные электродные материалы на основе карбида титана с никель-молибденовой связкой и добавкой борсо держащего минерального сырья (датолитового концентрата), а также электрод на основе карбида вольфрама с добавлением Ni-Cr-B-Si по зволяют получать поверхностные слои на сталях с минимальной си лой адгезии.

Исследование модифицированного ЭИЛ слоя на сканирующем зондовом микроскопе SOLVER PRO показало, что энергетическое со стояние поверхности в процессе обработки существенно изменяется, при этом уровень свободной поверхностной энергии значительно снижается. Это позволяет прогнозировать существенное снижение адгезионного взаимодействия и силы трения при фрикционном кон такте деталей машин.

Глава 5. ОПТИМИЗАЦИЯ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ УСЛОВИЙ ЭЛЕКТРОИСКРОВОГО ЛЕГИРОВАНИЯ.

ПРАКТИЧЕСКИЕ РЕКОМЕНДАЦИИ 5.1. Оптимизация энергетических режимов электроискрового легирования В настоящее время ни один способ поверхностного упрочнения не является универсальным и в полной мере раскрывает свои потен циальные возможности лишь в определенных, иногда очень узких ус ловиях эксплуатации деталей машин. Отсутствие единых критериев оценки износостойкости затрудняет выбор рациональной технологии поверхностного упрочнения и усложняет оптимизацию как режимов обработки, так и режимов эксплуатации деталей машин.

Анализ результатов экспериментальных исследований метода электроискрового легирования (ЭИЛ) поверхностей стальных образцов показал, что режимы энергетического воздействия оказывают неодно значное влияние на механические и триботехнические свойства по верхностей образцов, а так же на качество и напряженно деформированное состояние поверхностного модифицированного слоя.

При этом не изучалось влияние модифицирования на одну из основных характеристик фрикционного взаимодействия силу трения, которая характеризуют энергетические затраты и термодинамику процесса.

Научный и практический интерес представляет исследование и оп тимизация энергетических характеристик фрикционного взаимодейст вия модифицированных поверхностей, в том числе характеристик адге зионного взаимодействия, так как снижение адгезионной составляющей силы трения положительно влияет на трибопроцесс в целом [183].

Поэтому целью исследований является проведение оптимизации режимов электроискровой обработки на основе исследования силы адгезии, возникающей между сканирующим зондом консоли микро скопа и сформированным покрытием.

Исследование обработанного ЭИЛ слоя на сканирующем зондо вом микроскопе SOLVER PRO показало, что энергетическое состоя ние поверхности существенно изменяется, при этом уровень свобод ной поверхностной энергии снижается на порядок. Это позволяет прогнозировать существенное снижение адгезионного взаимодейст вия и силы трения при фрикционном контакте с сопрягаемой деталью.

Влияние технологических режимов обработки на адгезионную со ставляющую силы трения легированного слоя исследовали после пла нирования многофакторного эксперимента [94]. В качестве плана экс перимента использовали полный факторный эксперимент типа 23. В качестве функции отклика выбрана зависимость силы адгезии от пара метров ЭИЛ.

Факторами воздействия на исследуемый объект были приняты: X1 – напряжение между легирующим электродом и поверхностью;

Х2 – ем кость конденсаторов;

Х3 – время обработки ЭИЛ. Названные факторы отвечают требованиям, предъявляемым к независимым управляемым факторам, что доказывает проверка на мультиколлениарность.

Математическая модель принята в виде полинома первой степени, учитывающего главные эффекты и эффекты совместного действия:

Y = b0 + biXi + bijXij, где b0, bi, bij – экспериментальные оценки теоретических коэффициентов регрессии.

Выбор основного уровня и интервалов варьирования факторов выполнен на основе результатов предварительных экспериментов. В задаче с тремя факторами (К=3) количество опытов полного фактор ного эксперимента составляет N = 23 = 8. Матрица планирования экс перимента приведена в табл. 5.1.

Таблица 5. Матрица планирования эксперимента X1 X2 X3 X1 X2 X1 X3 X2 X3 X1 X2 X -1 -1 1 1 -1 -1 1 -1 1 -1 1 -1 - -1 1 1 -1 -1 1 - 1 1 1 1 1 1 -1 -1 -1 1 1 1 - 1 -1 -1 -1 -1 1 -1 1 -1 -1 1 -1 1 1 -1 1 -1 -1 - Технологические режимы эксперимента и полученные средние значения силы адгезии представлены в табл. 5.2 для каждого из вось ми опытов при максимальных и минимальных значениях независи мых факторов.

Таблица 5. Условия эксперимента и результаты испытаний стали 45, обработанной электроискровым легированием № Напряжение, В Емкость, мкФ Время обработки, Сила адгезии, опыта (Х1) (Х2) мин (Х3) нН (Y) 1 80 14 3 88, 2 120 14 3 3 80 120 3 4 120 120 3 5 80 14 2 6 120 14 2 7 80 120 2 8 120 120 2 Результаты эксперимента, выполненного по данному плану, представляются в виде уравнения регрессии Y = b0 + b1X1 + b2X2 + b3X3 + b12X12 + b13X13 + b23X23 +b123X123.

Рассчитываем коэффициенты уравнения регрессии n y1i i b0 (88,3 140 22 98 80 100 40 30) 78,79;

N n x1i y1i i (88,3 140 22 98 80 100 40 30) 17,21.

b N Аналогично рассчитываем коэффициенты b2, b3, b12, b13, b23, b123 и представляем их в табл. 5.3.

Для параметра оптимизации Y получено следующее уравнение регрессии:

Y = 74,79 + 17,21X1 – 27,29X2 + 12,29X3 – 0,71X1X2 + 14,71X1X3 + 0,21X2X3 + 6,79X1X2X3.

Таблица 5. Коэффициенты уравнения регрессии b0 b1 b2 b3 b12 b13 b23 b 78,79 17,21 - 27,29 12,29 - 0,71 14,71 0,21 6, В соответствии с методом регрессионного анализа проверяем значимость коэффициентов регрессии по критерию Стьюдента tp:

bi, tp S bi где Sbi дисперсия i-го коэффициента регрессии.

S y, S bi N где S y1 дисперсия воспроизводимости;

S y ;

S bi N где Sy1 = 15 нН – погрешность определения силы адгезионного взаи модействия зонда и поверхности.

Следовательно, Sbi = 5,3 для всех коэффициентов регрессии.

Рассчитываем значения критериев tp и получаем tp0 14,1;

tp1 3,25;

tp2 5,15;



Pages:     | 1 |   ...   | 2 | 3 || 5 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.