Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Анализ методов цементации сталей и постановка задач исследований 10
1.1 Основные направления насыщения поверхности углеродом 11
1.2 Цементация в печи с медленным нагревом 32
1.3 Цементация с поверхностным нагревом 35
1.4 Цементация с использованием концентрированных источников 41
1.4.1 Лазерная цементация 41
1.4.2 Цементация с применением электронного луча 42
1.5 Плазменное поверхностное легирование. 44
1.6 Вывод и постановки задачи исследования 49
Глава 2. Материалы и методика исследования 52
2.1 Материалы исследования 52
2.2 Обоснование выбора состава графитовой обмазки 53
2.3 Методика выполнения исследования 59
2.3.1 Подготовка материалов 59
2.3.2 Плазменная обработка 61
2.3.3 Структурные исследования материалов 63
2.3.3.1 Оптическая металлография 63
2.3.3.2 Растровая электронная микроскопия 64
2.3.3.3 Рентгеноструктурный анализ 65
2.3.4 Определения химического состава цементированного слоя 65
2.3.5 Измерение микротвердости 66
2.3.6 Исследование на абразивную износостойкость 67
2.3.7 Исследование топографии поверхности 69
2.4 Выводы 69
Глава 3. Насыщение поверхности углеродом при использовании плазмы, определения энергетических и тепловых параметров при цементации 70
3.1 Насыщение поверхности углеродом при использовании плазмы 70
3.2 Определения пятна нагрева при плазменной поверхностной обработке 79
3.3 Моделирование процесса плазменной нагрева в среде программного комплекса visual–environment 8.6 93
3.4 Зависимость глубины цементации от энергетических параметров 102
3.4 Выводы 110
Глава 4. Исследование структуры и свойств цементированного слоя 112
4.1 Состояние поверхности металла после плазменной цементации 112
4.2 Определение химического состава цементированной поверхности 120
4.3 Микроструктура цементированного слоя 125
4.4 Теплостойкость цементированного слоя 142
4.5 Проблема перекрытия при обработке поверхности с большой площадью 145
4.6 Износостойкость цементированного слоя под абразивным изнашиванием 150
4.7 Выводы 156
Глава 5. Практическое применение плазменной цементации в производстве 160
5.1 Технология упрочнения штампов 160
5.2 Технология восстановления втулка тележки железнодорожного вагона 165
5.3 Выводы 168
Заключение 169
Список литературы 171
Приложение 186
- Основные направления насыщения поверхности углеродом
- Насыщение поверхности углеродом при использовании плазмы
- Микроструктура цементированного слоя
- Технология упрочнения штампов
Основные направления насыщения поверхности углеродом
Краткая история вопроса. История развития нашей цивилизации – это история опытов над металлами, понимание трансформации железа при нагреве и деформации. Большинство специалистов по археологии и истории отмечают, что почти все народы начали свое знакомство с железом с метеоритного железа, падающего иногда из мирового пространства на земную поверхность в виде небольших, а иногда и значительных обломков. Несмотря на то, что метеоритное железо хорошо противостоит коррозии [1– 4], оно не пригодно для приготовления орудий и других предметов быта, так как содержит много никеля и поддается обработке только в холодном состоянии. Многократные попытки сделать из метеоритного железа крупные предметы горячей ковкой кончались полным неудачей. Народы, находившиеся на стадии каменного века, сталкиваясь с метеоритным железом, обходились с ним как с камнем. В тоже время по историческим документам явного перехода от каменных орудий к бронзовым и железным зафиксировать не удается, можно только констатировать временные периоды появления первых бронзовых и железных предметов быта, орудий труда и войны. Археологи в последнее время находят все больше свидетельств раннего материального производства и кроме описательного характера найденных артефактов используют современные методы исследований.
По мнению известных специалистов археологов Колчина Б.А., Розанова Л.С., Завьялова В.И., Терехова Н.Н., наиболее ярко эволюционные изменения в конструкции и технологии железных изделий проявляются в способах изготовления ножей – универсальных орудий труда, которые являются самой массовой археологической находкой. Для целей нашего анализа большой объём информации собран по орудиям войны (мечи, пики, наконечники стрел и копий и т.д.). По этим предметам, возможно, проследить эволюцию металлургических процессов выплавки железа и термической обработки и, следовательно, выявить факты применения процесса цементации.
Последние археологические открытия отодвигают начало материального производства в эпоху неолита. В 1996 году, Marcella Frangipane (Sapienza University of Rom) провела раскопки в Турции и открыла более ранние города: Арслантепе на равнине Малатья, Восточная Турция (5000–4000г до н.э.). Там же были найдены первые мечи мира (рис.1.1) изготовленные из меди, датируемые 3000 г. до н.э.[25].
Marcella Frangipane особо выделяет роль металлургии в различных видах ранней иерархии в обществах Месопотамии и Восточной Анатолии. Эти изменения сопровождались значительным развитием металлургии с производством оружия и высокоразвитых объектов с использованием медно-мышьяковых “сплавов” и других сплавов, полученных из полиметаллических руд, которые в изобилии встречаются в горах Северной и Северо-Восточной Анатолии и Южного Кавказа. Металлургические аспекты древнейшей цивилизации были рассмотрены в работах [26,27]. В них отмечается, что ранняя металлургия бронзового века прогрессирует в навыках и ноу-хау. Например, древние металлурги, по мнению данных авторов, делали преднамеренное изменение сплавов с целью изменения физических и эстетических свойств металлов.
В работе М.Ю. Лаптевой [28] проведен анализ дошедших до нашего времени древнегреческих и римских источников информации о раннем использовании железа и отмечается, что упоминания об этом обнаружены не только в археологии, но и мифологии, в том числе легендах и поэмах Гомера. Гомер описывает работы с железом, используют различные эпитеты для обозначения качественных состояний железа: седой, блистающее, темно-синее и многочисленные метафоры и сравнения, в которых упоминается железо: «железное сердце», «железная душа и сила», «люди железные». Это свидетельствует о том, что новый металл к VIII в. до н. э. стал широко использо ваться в повседневной жизни ионийцев. На рис.1.2 показаны практически одинаковые орудия войны (мечи) используемые греками и персами в период 5 века до н.э. На фреске видно только внешние очертания используемых орудий войны. В музее Метрополитен находятся несколько экспонатов мечей рис.1.3, относящихся к эпохе Древней Греции (4–5 век до н.э.). К сожалению, руководство музея не разрешает использовать их для проведения металлографических исследований по причине уникальности данных экспонатов. Большинство специалистов по истории и археологии считают, что это железные мечи.
В работе [29,30] проведен анализ археологических находок на территории Европы с подробным описанием различных предметов и возможными технологическими приемами их получения. Автор отмечает, что если в галь-штатскую эпоху еще встречаются бронзовые орудия труда, то латенская культура знаменуется полным торжеством железной индустрии. Латенская культура получила свое название от свайного городища La Tиne («Отмель») на Невшательском озере в Швейцарии. В дальнейшем оказалось, что она распространена очень широко, в основном на территории кельтских племен в Восточной Франции, Германии и Чехии.
Граков Б.Н. в своей работе делает важный вывод с точки зрения свойств железных мечей (рис.1.4), в частности он пишет: «Мечи из-за слабой закалки железа отличались мягкостью и легко гнулись и тупились. Плутарх в биографии Фурия Камилла рассказывает, как от ударов о железные шлемы и обод щита легионеров лезвия длинных галльских мечей ломались или получали глубокие зазубрины. Другие авторы сообщают, что меч приходилось после нескольких ударов бросать на землю и расправлять ногой; ….Слабость железа мечей получает археологическое подтверждение во многих местах распространения латенской культуры, а именно: существовало обыкновение класть в могилу меч с лезвием либо свернутым в спираль, либо согнутым на манер восьмерки, чтобы он был так же мертв, как и его хозяин».
Граков Б.Н. отмечает, что в дальнейшем по мере возникновения новых культур на территории Европы качество железных изделий было низким. Металлографические исследования более 120 мечей относящихся к эпохе 400–200г до н.э, проведенные в работе [31] показывают, что все они были изготовлены при помощи кузнечной сварки (рис.1.5). На рис. 1.5 представлен поперечный разрез меча, где видны зоны кузнечной сварки и неравномерное распределение микротвердости по сечению, максимальная твердость на лезвии меча. Древние мастера соединяли разные по содержанию углерода пластины железа для получения требуемых свойств режущей кромки. При этом их знания базировались только на основании эмпирического опыта, который передавался из поколения в поколение. В тоже время авторы считают, что микротвердость по режущей кромке меча обеспечивалась в результате наклепа т.е. как при заточке косы, который дошел до наших времен. По мнению многих исследователей в рассматриваемый период 1000–200гг до н.э, цементация, как самостоятельный процесс, обеспечивающий повышение твердости рабочих поверхностей на территории Европы, не был известен. Цементация использовалась при выплавке железа. Исторических документов объясняющих как это осуществляется не найдено. В тоже время, объёмы промышленного производства были значительны.
Так, например, Саргон II, правивший ассирийцами с 722–705 г. до н.э., обладал огромным количеством железа, которое хранилось во дворце его столицы Дур Шаррукин, нынешний Хорсабад. Виктор Плейс, в 1843 году, обнаружил 160 тонн железа. Большая часть этого железа была в виде двупи-рамидных брусков рис.1.6, весом 4–20кг. Металлографические исследования показали, что это железо было довольно неоднородным материалом, смесью кованого железа, мягкой стали с большим количеством шлаковых включений. Интересно, что некоторые инструменты, такие как мотыги и лопаты, где можно было ожидать стальные кромки, как правило, были из низкоуглеродистого кованого железа.
Насыщение поверхности углеродом при использовании плазмы
Важная проблема, не решенная до настоящего времени, является возможностью насыщать поверхности металлов углеродом при короткой длительности (до нескольких с) процесса в твердой фазе т.е. состояния поверхности (без оплавления). В ранее опубликованных работах [7,15,18,78,79] по цементации с использованием высококонцентрированных источников (лазер, плазма, электронный луч) подтверждается что, процесс цементации происходит только в жидком состоянии (при короткой длительности), т.е. образуется жидкая металлическая ванна на поверхности металла. За счет этого углерод растворяется в жидком металле, и образуется цементированная ванна с равномерным распределением углерода. Среди известных типов плазмы пароводяная плазма привлекла наше внимание в связи ее уникальными преимуществами с точки зрения величины энтальпии теплового потока. Высокая энтальпия повышает кинетику реакции, химическую реактивность реагентов, и обеспечивает получение большого количества углерода в виде атома из плазмы дугового разряда, в то время как при всех процессах сжигания остается в твердом остатке до 30 % углерода (в процессе цементации газом) [102].
Поэтому в попытке насыщения поверхности углеродом без оплавления была использована пароводяная плазма. В качестве плазмообразующего вещества применены: этиловый спирт, бензол, вода и смеси этих компонентов. В качестве плазматрона используется МУЛЬТИПЛАЗ 3500. В другой серии экспериментов для повышения концентрация углерода на поверхности металла также дополнительно используется графитовая обмазка, изготовленная из порошка графита, жидкого стекла, СОЖ, и воды.
Плазмообразующее вещество – этиловый спирт и смеси этилового спирта с водой. В наших экспериментах было установлено следующее. При использовании чистого этилового спирта в качестве насыщающей среды, а также смеси его с водой не наблюдается насыщения поверхности металла углеродом при всех варьируемых параметрах технологического процесса (ток, дистанция обработки, скорость обработки). Это объясняется тем, что процесс диссоциации этилового спирта не дает достаточное количество атомарно углерода для процесса цементации.
Плазмообразующее вещество – бензол. Использование бензола позволяет насыщать поверхностный слой углеродом, но при этом плазменная струя горит не стабильно, с образованием большего количества атомарного углерода в виде осадка, нароста на торце электрода мешает стабильной работе плазматрона.
Плазмообразующее вещество – смесь этилового спирта с бензолом и водой. Стабильная работа плазмотрона достигнута только при работе на смеси: этиловый спирт, бензол, вода. Данная смесь проверялась нами на наплавленном валике. При обработке со скоростью 5 мм/с, мощностью 1.1 кВт, плазмообразующим составом 50 мл бензол, 50 мл этанол и 25 мл воды после травления на поперечном сечении сварочного валика наплавленного сварочной проволокой Св08Г2С (концентрация углерода 0,08%) частично появляется зона, которая быстрее травится и имеет оранжевый цвет (рис. 3.1). Микротвердость данной зоны достигает 8000 МПа, что намного превышает твердости других зон 3000-4000МПа наплавленного металла. На поверхности металла не зафиксированы следы от оплавления. Таким образом, можно говорить про насыщения поверхности углеродом в твердой фазе. Цементированный слой не равномерно распределяется и имеет малую толщину (17–20мкм). С уменьшением скорости от 5 до 3 мм/с (повышения времени действия плазмы, t = 1/v, с/мм) глубина увеличивается и достигает 60 мкм (рис. 3.2), при этом микротвердость в некоторых местах достигает 10000 МПа. Дальнейшее уменьшение скорости плазменной струи (v, мм/с), вероятно, приведет к появлению следов оплавления поверхности. а
Последующие эксперименты нами были проведены на стали Ст3 и 20. На этих образцах мы получили подобные результаты цементации без оплавления поверхности металла.
Полученные результаты объясняются тем, что при нагреве железных сплавов происходит два процесса одновременно: возникновение центров аустенита и их укрупнение [4,7]. Чем быстрее идет процесс возникновения зародышей, тем меньше размер начального образующегося зерна аустенита. Кроме того при повышении температуры нагрева скорость зарождения уве личивается быстрее, тем скорость роста имеющихся центров. В результате этого протяженность границ зерен и блоков повышается, следовательно, продвижение углерода от насыщающей среды в металл ускоряется, а длительность процесса цементации сокращается. Однако при нагреве поверхности металла высококонцентрированным источником нагрева, происходит процесс накопления тепла на поверхности, т.е. при повышении времени воздействия до какого – то значения (за счет снижения скорости обработки), температура на поверхности достигает температуры плавления стали, процесс идет с оплавлением поверхности металла. В нашем случае накопления тепла не зафиксировано, а за счет высокого углеродного потенциала насыщающей среды произошла цементация поверхностного слоя.
Таким образом, экспериментально зафиксирован факт, что использование смеси, состоящей из этилового спирта, бензола, воды, позволяет насыщать поверхности углеродом в твердой фазе в течении 0,2–0,33 с. Максимальная микротвердость достигает 10000 МПа. Зависимость глубины цементации от времени действия плазменной струи приведена на рис. 3.3. Времени действия рассчитывалось, как единица, деленная на скорость упрочнения (t = 1/v, с/мм)
Полученные результаты показали, что упроченный слой (в режиме без оплавления поверхности) состоит из двух слоев: цементированный слой имеет структуру высокоуглеродистой стали (за счет цементации) и закаленный слой основного металла, который образуется за счет термического цикла нагрева и охлаждения. Видно, что, диффузия углерода значительно ускоряется в плазменной струе, имеющей соответствующий состав насыщающей среды. Образование большого количества атомарного углерода в плазме и действие градиента температуры, обеспечивает поток атомарного углерода с поверхности металла за счет диффузии в поверхностные слои металла. В течение нескольких секунд можно получить глубину цементации до 60 мкм. В тоже время за счет ограничения коэффициента диффузии углерода в решетке аустенита дальнейшее повышение глубины цементации затрудняется. Поэтому можно объяснить, почему другие наши попытки для увеличения глубины цементированного слоя (использование различных составов насыщающей среды плазменной струи) не получались.
Другой подход к повышению глубины цементации является увеличением концентрации атомарного углерода на поверхности металла за счет ис пользования дополнительного углеродосодержащего покрытия. При использовании дополнительно нанесенного на поверхность металла углеродосодер-жащего покрытия и повышении мощности плазменной дуги образуется тонкая жидкая пленка (от 5 до 100 мкм) на поверхности расплавленного покрытия и тонкой пленки поверхности металла, что существенно ускоряет процесс цементации. Косвенным подтверждением этого факта является большая глубина цементированного слоя. Данный режим, минимизирующий оплавление поверхности, называется микроплавлением. Глубина цементации увеличивается до 90 мкм, и характеризуется появлением большого количества пластин цементита. Проведенные эксперименты показали, что концентрация углерода намного больше, чем насыщения в твердой фазе (без оплавления) (рис. 3.4).
Микроструктура цементированного слоя
В ходе исследований установлено, что микроструктура и микротвердость поверхностного слоя в основном зависит от соотношения графита и жидкого стекла в покрытии. Экспериментально доказано, что в составе графитового покрытия оптимальный процент жидкого стекла находится в пределах от 30 – 88 %. Если процент жидкого стекла меньше 30 %, то прочность сцепления покрытия с металлом не достаточна, и оно разлетается под воздействием давления плазменной дуги.
Для практических целей для обеспечения надежного сцепления желательно использовать покрытие с содержанием графита не более 50%. При повышении количества жидкого стекла больше 88% не наблюдается процесса насыщения углеродом поверхностного слоя металла. Под действием электрической дуги часть жидкого стекла превращается в твердую корку, часть его взаимодействует с углеродом, образуются соединения кремния, углекислый и угарный газ.
Структурообразование в режиме микроплавления. На рис. 4.20 показаны образцы до и после обработки в режиме микроплавления.
Для исследования микроструктуры цементированного слоя были изготовлены поперечный шлиф цементированного образца. После травления азотной кислотой 2–3 % появляется белая полоса (цементированный слой – зона 1) с микротвердостью до 11000 МПа (рис.4.21). Ниже этого слоя находится зона термического влияния – темный цвет (зона 2), имеющего микротвёрдость до 4500 МПа. Твердость данной зоны постепенно снижается до уровня основного металла 1500–2000 МПа (зона 3)
В дальнейшем рассмотрена микроструктура цементированного слоя в зависимости от состава покрытия. При содержании в составе графитового покрытия 50% жидкого стекла (остальное - графит и др.) после обработки (скорость 5 мм/с, длина дуги 5 мм) получается отбеленный слой, состоящий из двух слоев: 1 – эвтектическая пластинчатая структура (ледебуритная эвтектика - аустенит и цементит [124]), 2 – остаточный аустенит + мартенсит (рис.4.22). Концентрация углерода первого слоя достигает 3,83 % (рис.4.15).
Рисунок 4.22 – Профиль цементированного слоя (после обработки с покрытием, содержащим 50% графит) с распределением микротвердости Микроструктура эвтектической структуры показана более подробно на рис.4.23.
Эвтектическая структура имеет пластинчатое строение и состоит из очень тонкого пластинчатого цементита шириной 0,5 мкм и длиной 2–10 мкм. Этот тип структуры подобен микроструктуре, полученной после лазерного упрочнения чугуна[130,131,132], лазерной цементации 21] или после закалки чугуна электрической дугой [126,133,134]. Зафиксировано образование волокнисто-пластинчатой эвтектики, состоящей из столбчатых твердых выделений цементита, остаточного аустенита, мартенсита. Отличие ледебурит-ной эвтектики, полученной в данной работе, в размерах пластин цементита, которые более тонкие и короткие, чем те, которые получены после закалки чугуна [126,124,130,131,132,133]. В работах [78,79] после лазерной цементации с оплавлением поверхности получены результаты, близки к нашим результатам. Установлено, что между этими пластинами располагается остаточный аустенит, а не продукты распада аустенита за счет высокой скорости охлаждения и содержания углероде. Повышение дисперсности ледебуритной эвтектики и наличие остаточного аустенит снижает вероятность образования трещин, которые часто появляются после закалки чугуна [126,124,130, 131].
Пластина цементита растут главным образом в направлении отвода тепла (рис. 4.24). Первый слой, формирующийся на поверхности, имеет высокую твёрдость 10000–11000 МПа. У второго слоя толщиной 10–15 мкм твердость находится в пределах от 6000 – 8000 Мпа. На рис. 4.25 показано распределение микротвердости по глубине цементированного слоя.
При снижении концентрация графита до 33 % после плазменной обработки (скорость 5мм/с, длина дуги 5мм) образуется отбеленный слой (рис. 4.25), состоящий из трех подслоев: 1 – Большое количество пластинчатого цементита + остаточный аустенит + мартенсит (рис. 4.26, а), 2 - остаточный аустенит + пластинчатый мартенсит + цементит, 3 – игольчатый и пластинчатый мартенсит. Ниже эвтектической структуры появляются остаточный аустенит и мартенсит пластинчатого типа. Наличие остаточного аустенита приводит к снижению микротвердости слоя 2 и предотвращению появления микротрещин в цементированных слоях. Аустенит, существующий в виде дендритов, вытянут в направлении теплоотвода [127,129,133]. Размеры денд-ритов аустенита снижается при достижении к поверхности за счет повышении скорости охлаждения [135,136].
Еще ниже данных слоев находится зона со смешанной структурой мартенсита, где зафиксированы реечный и пластичные мартенсит. Структура поверхности и распределение микротвердости по глубине слоя представлена на рис. 4.25.
При данных режимах цементации частично наблюдается формирование первичного цементита и традиционного ледебурита (рис. 4.26, б), когда максимальная концентрация углерода цементированного слоя достигает 3,5 %, что меньше состава эвтектики. Это объясняется тем, что при высоких скоростях нагрева и охлаждения углерод не успевает распределиться равномерно по объему цементированного слоя, следовательно, в местах, где концентрация углерода больше 4 %, образуется первичный цементит. Известно, что цементит имеет различные формы в углеродистых сталях: пластины (в перлите), глобули (в перлите глобулярного типа), карбидная сетка по границам зерен или пластины избыточного цементита (в заэвтектоидных сталях), выделения по границам ферритных зерен (в доэвтектоидных сталях). При достаточно высоких скоростях охлаждении поверхностного слоя избыточный вторичный цементит выделяется в видманштеттовой форме [128].
Таким образом, после первичной кристаллизации наряду с образованием ледебуритной эвтектики из жидкости в некоторых местах (С 4 %) образуется крупные пластины цементита (первичный) шириной 1,2–1,6 мкм длиной 10 мкм и больше. После вторичной кристаллизации из аустенита в основном выделяется избыточный цементит в виде тонких пластин (видман-штеттовой формы), между которыми разлагаются аустенитные колонии, а часть цементита выделяется в виде сплошного цементита, вызывающего напоминание о структуре традиционного ледебурита. Также на поверхности цементированной поверхности фиксированы массивные цементитные клубки (рис. 4.27), декорирующие межосевые промежутки бывших аустенитных дендритов. Цементитные клубки являются скоплением повышенного числа игл видмаштеттова цементита, их происхождение определяется выделением из твердого раствора с повышенной концентрацией углерода. Образованные смешанные структуры, состоящие из пластинчатого цементита, мартенсита, аустенита предотвращает образование микротрещин в цементированном слое, в данном случае аустенит играет роль как компенсированный слой, снижающий образованную напряжённость слоях.
Технология упрочнения штампов
Повышение работоспособности формообразующего и разделительного инструмента является важнейшим резервом интенсификации процесса штамповки и роста эффективности производительности заготовительно-штамповочного производства. Известно, что режущий инструмент является особым объектом механической обработки, от которого в первую очередь зависит работоспособность технологической системы в целом.
Штамповый инструмент широко применяется в заготовительном производстве на АО «Иркутский релейный завод». При изготовлении деталей из листовых заготовок выполняют разделительные и формообразующие операции. В современном производстве существенную часть разделительной штамповки заменили комплексы лазерной и плазменной резки [154,155]. Новые технологии обеспечивают высокое качество заготовок, быструю перена-лаживаемость производства, высокую универсальность. Однако, в массовом и крупносерийном производстве разделительная штамповка целесообразна по причине высокой производительности и хорошего качества кромки детали.
Работоспособность режущего инструмента во многом определяется свойствами его контактных площадок [156,157,158]. Основными причинами выхода из строя штамповой оснастки являются: выкрашивание режущей кромки, смятие режущей кромки, износ по задней поверхности, объемное разрушение пуансонов, что ухудшает процесс разделения материала и качество получаемой детали, а также резко снижает эффективность этого высокопроизводительного метода механической обработки
Для обеспечения высокой работоспособности материал матриц и пуансонов должен обладать определенным комплексом механических свойств. Высокая износостойкость может быть обеспечена за счет высокой твердости поверхности инструмента. Сопротивление ударным воздействиям может быть получено за счет применения материала с высокой ударной вязкостью. Следовательно, повышение износостойкости контактных площадок режущего инструмента, изготовленных из традиционно применяемых инструментальных материалов, является эффективным направлением повышения его работоспособности.
Целесообразно изготавливать разделительную штамповку в составной конструкции или повышать твердость и износостойкость поверхностного слоя за счет различных способов поверхностного упрочнения. На АО «Иркутский релейный завод» используется разделительные штампы, изготавливаемые из дорогостоящих легированных инструментальных сталей типа Х12Ф1, У8. Анализ основных причин выхода из строя штампов обрубки показал, что брак идет из-за смятия кромки толщиной до 0,5 мм. После чего штамп утилизируется. В данной главе предпринята попытка замены материала матрицы штампа обрубки и зачистки отверстий основания реле РЭС-48 на более дешевый с последующим его упрочнением методом плазменной поверхностной цементации.
Штамп обрубки и зачистки отверстий основания реле РЭС-48
Для практической работы штамп обрубки и зачистки отверстий основания выбран ввиду недостаточной его стойкости. На рис. 5.1, а изображен общий вид штампа.
На АО «Иркутский релейный завод» в качестве материалов штампа обрубки и зачистки отверстий основания реле РЭС-48 используются:
Сталь У8 с объёмной упрочняющей термической обработкой. Твёрдость обоймы 38–5 HRC для изготовления обоймы матрицы (рис. 5.1, б)
Сталь Х12Ф1 с объёмной упрочняющей термической обработкой. Твёрдость вставки 58-62 HRC для изготовления вставки матрицы (рис. 5.1, б)
Средняя стойкость штампа составляет от 2000 до 6000 деталей до перезаточки. Перезаточку штампа проводят из-за скола рабочих кромок матрицы и контурного пуансона. Это приводит к тому, что по контуру детали появляется заусенец, что недопустимо. Количество перезаточек штампа также ограничено из-за уменьшения габаритных размеров формообразующих оснастки. Ранее проводился ряд экспериментов по упрочнению данного штампа, но положительного эффекта не получено.
Новая технология изготовления штампа. В качестве образца для проведения эксперимента взята матрица штампа обрубки и зачистки отверстий основания реле РЭС-48. Материал матрицы заменён на сталь СтЗсп, 20 и матрица изготовлена цельной. Это позволяет снизить трудоёмкость изготовления матрицы и применять более дешёвые (по сравнению с Х12Ф1) стали. В инструментальном цехе АО «ИРЗ» были изготовлены опытные образцы матрицы. Технологический процесс изготовления матрицы включает в себя следующие операции:
заготовительная (оборудование: станок ВФ13В);
профильная шлифовка в размер (оборудование: станок 3Е711ВФ3-1);
координатно-расточная по электроэрозионную обработку (оборудование: станок 2431СФ);
нанесение графитовой обмазки и плазменная обработка электрической дугой;
координатно–расточная по электроэрозионную обработку.
Режим плазменной обработки приведен в таблице 5.1
После изготовления матрицы были проведены испытания и изготовлена партия 50 деталей основания. Штамп был признан годным и передан на участок АО «ИРЗ» для дальнейшей эксплуатации. В результате, после установки на пресс и настройки штампа на нем было удачно изготовлено 5500 – 5700 годных деталей основания реле РЭС-48 до выхода из строя пуансона.
В таблице 5.2 приведено сравнение работоспособность штампов, изготовленных из сталей Ст3, 20 и Х12Ф1.Данная технология была проверена нами на другом предприятии (Акт промышленных испытаний см. в приложении).
Таким образом, матрица, изготовленная из стали Ст3, 20 и упрочнённая выше изложенным методом показала свою работоспособность. Ввиду того, что процесс поверхностного упрочнения ещё до конца не апробирован и требуется дальнейшее изучения с целью подбора оптимальных режимов обработки работы в этом плане продолжаются. Вместе с тем сам факт реального применения поверхностной цементации показывает существенные преимущества по сравнению с традиционными способами цементации.