Разработка научных основ формирования измененного слоя на металлах и сплавах с заданными свойствами при низковольтной электроискровой обработке

Процесс электроискровой обработки всегда сопровождается разлетом эрозионных частиц. Исследования внутренней структуры показали, что после приработки, т.е. образования вторичной структуры, вместо одной крупной поры частицы имеют рассеянную пористость. Размер зерен в эрозионных частицах не зависит от характера пор и соответствует размеру зерен в слое. При увеличении шероховатости поверхности катода от 0,74 до 3,5 мкм растет средняя величина размера эрозионных частиц, что подтверждает контактный механизм низковольтного ЭИЛ.

Для изучения структурообразования железоуглеродистых сплавов использовали электроды из низко-, средне-, высокоуглеродистых сталей и серого чугуна. При применении одноименных электродов с увеличением содержания углерода в материале электродов масса катода и эрозия анода возрастают независимо от используемой установки. Слои, полученные с использованием электродов, изготовленных из углеродистых сталей и чугунов, содержат поры, причем их количество возрастает с увеличением содержания углерода в электродах. Механизм появления пор обусловлен выделением газа СО при «кипении» расплава. Количество и размер пор существенно уменьшается по мере приближения к основе.

Разработана методика выявления микроструктуры белого слоя на углеродистых сталях посредством использования поэтапного травления с применением реактива сложного состава вместо стандартного, используемого в обычной практике.

Слои, полученные методом ЭИЛ, отличаются высокой неоднородностью распределения твердости по сечению, что требует проведения финишной термической обработки. Температура нагрева для проведения отпуска выбиралась в интервале от 100 до 400 С. Минимальный разброс значений твердости между составляющими слоя отмечается при температуре отпуска равной 100-200 С, однако, при этом твердость уменьшается. Дальнейшее повышение температуры отпуска, приводит к резкому снижению твердости, поэтому оптимальной температурой нагрева является 100 С.

Как и для меди термическая активация поверхности катодов из высокоуглеродистых сталей до 50 С приводит к практически полному отсутствию в слое поперечных трещин, структура ЗТВ не отличается от структуры основы. На катодах из мало- и среднеуглеродистых сталей, структура ЗТВ и основы не отличаются при более высокой температуре дополнительного нагрева (100-150 С). Как и при финишной термической обработке, дополнительный нагрев катода до указанных температур не существенно снижает величину твердости слоя и уменьшает неоднородность ее распределения по сечению. Нагрев катодов из углеродистых сталей до более высокой температуры (250-400 С) приводит к формированию однородной структуры слоя, при этом твердость его по сечению резко падает вследствие уменьшения скорости охлаждения.

Полученные результаты исследований по изменению структуры слоя, в условиях дополнительного нагрева катода и финишной термической обработки, подтверждаются рентгеноструктурным анализом. Исходная микроструктура слоев на катодах из углеродистых сталей содержит мартенсит и остаточный аустенит. Термическая обработка низкоуглеродистых катодов при 200 С приводит к формированию мартенсита отпуска с сохранением остаточного аустенита. При нагреве до 100 С в структуре слоя на образцах из высоко- и среднеуглеродистых сталей существенных изменений не наблюдается.

Установленный ранее механизм формирования структуры ЗО и ЗТВ при ЭИЛ в однократном режиме позволил выявить существенное влияние термоупругих напряжений на формирование слоя на катоде. Для исследования механизма формирования слоя на катоде в многократном режиме использовались одноименные электроды из армко-железа, стали марки 110Г13, средне- и высокоуглеродистых сталей. Эксперимент проводили после подбора оптимальных технологических параметров обработки и получения качественного слоя. Поверхность катодов разделяли на 5 равных частей. Затем в течение первой минуты обрабатывали все пять частей, в течение второй минуты - 4 части, в течение третьей - 3 части и т.д.

В результате на поперечной поверхности шлифа слой представлен в виде ступенек различной толщины, что позволяет проследить кинетику формирования структуры и изменение твердости в различных частях слоя. При этом слой по вертикали условно разделили на три части, в зависимости от положения по отношению к основе: нижняя, средняя, верхняя. Нижняя часть слоя граничит с одной стороны с основой, а с другой со средней частью. Верхняя часть соответственно находится на поверхности слоя. В образцах стали марки 45, микротвердость изменяется в зависимости от увеличения толщины слоя (рис. 7,а).

Как видно из приведенных результатов, на начальном этапе при первых проходах анода по катоду, образуется слой, имеющий толщину 15-19 мкм. Микротвердость в сечении этой части слоя соответствует мартенситу закалки (6500 МПа). При этом в ЗТВ микротвердость также увеличивается. Увеличение продолжительности обработки, приводит к формированию слоя с большей толщиной. При увеличении толщины слоя до 25-38 мкм происходит повышение твердости в его нижней (8000 МПа) и средней частях. Увеличение микротвердости объясняется пластическим деформированием в результате действия термических напряжений.

В дальнейшем при увеличении толщины слоя в средней части одновременно протекают на различных участках два процесса: отпуск (4000 МПа) и пластическая деформация (12000 МПа). Следует отметить, что твердость верхней зоны слоя остается неизменной на протяжении всего периода обработки. Это связано в первую очередь с постоянным наплавлением нового материала и последующим мартенситным превращением, причем упрочнения за счет пластического деформирования не происходит из-за нагрева этой зоны плазмой. Обычно толщина нижней упрочненной части слоя составляет 10-20 мкм, средней - 30-40 мкм, верхней - 15-20 мкм, в большинстве случаев толщина частей слоя зависит от общей толщины слоя, которая в свою очередь определяется содержанием углерода в материале электродов.

При использовании электродов из высокоуглеродистых сталей характер распределения твердости в слое практически соответствует распределению твердости в слое на среднеуглеродистой стали. Вследствие большего содержания углерода в высокоуглеродистых стали значения микротвердости в слое выше.

Результаты, полученные с использованием стали 110Г13, согласуются с данными распределения твердости в слое на средне- и высокоуглеродистых сталях (рис. 7, б). В этом случае микроструктура нижней и средней части слоя содержит кристаллы, практически разделенные пополам, и эти половинки сдвинуты относительно друг друга линиями скольжения, что обусловлено возникающими растягивающими напряжениями.

а б

в г

Рис. 7. Изменение микротвердости в сечении слоя при ЭИЛ одноименными электродами в зависимости от продолжительности обработки: а - сталь марки 45; б - 110Г13, 5 минута; в - армко-железо. Продолжительность (минуты) отработки: 1 - 1; 3 - 3; 5 - 5.

Были проведены сравнительные исследования относительного содержания углерода в частях слоя микрорентгеноспектральным методом. Установлено, что концентрация углерода в слое даже несколько снижается по сравнению с его содержанием в основе. Это можно объяснить угаром углерода при «кипении» расплава. В тоже время наблюдается увеличение концентрации углерода в ЗТВ за счет его диффузии из основы. Таким образом, перераспределение углерода на образование слоя с высокой твердостью не влияет. Дополнительно, уточняя влияние углерода на появление областей с локально высокой микротвердостью, был проведен эксперимент, в котором использовали электроды, изготовленные из армко-железа (рис. 7, в). При этом микротвердость достигает высоких значений, что можно объяснить деформационным упрочнением, не исключая механизм твердорастворного упрочнения газами окружающей атмосферы.

Далее в работе изучали влияние атмосферы окружающих газов на формирование структуры слоя. Наиболее интенсивно микротвердость увеличивается при ЭИЛ в среде кислорода и азота, что подтверждает механизм твердорастворного легирования атомами этих газов (рис. 8, а).

На рис. 8, б показаны интервалы изменения твердости в исследуемых образцах, где видно наличие участков с высокой твердостью даже в атмосфере аргона. Появление таких участков можно объяснить действием деформационных механизмов упрочнения. Поэтому повышение твердости при ЭИЛ в основном происходит за счет деформационного механизма и дополнительно, вероятно, за счет твердых растворов с газами, последнее используется в процессах ионной имплантации. При сравнении условий ионной имплантации и процесса ЭИЛ наиболее вероятно поступление газов в материал слоя через повторно переплавленный металл с оксидами. Равномерное распределение газа по объему металла в ЗО невозможно из-за неравномерного расположения и размеров окисленных участков, поэтому в сечении слоя возникают области с различной концентрацией газов, что является еще одной причиной формирования в слое участков с различной микротвердостью.

Исследование макроструктуры поверхности образцов, обработанных в контролируемой газовой среде, показало практически полное отсутствие видимых окисных пленок (аргон, азот, жидкий азот). Интересно, что массоперенос максимален в кислородсодержащей среде, а минимальный - в аргоне, что подтверждает результаты других исследователей. Полученный результат объясняется разупрочнением материала анода за счет образования оксидов железа в слое на аноде.

а б

Рис. 8. Влияние атмосферы окружающих газов на микротвердость слоя: а - среднее значение микротвердости; б - разброс значений микротвердости: - продувка ионизированным воздухом, - продувка воздухом, - продувка аргоном, - продувка смесью газов кислород и аргон, - продувка азотом, - обработка в жидком азоте.

Таким образом, механизм формирования БС заключается в следующем. В процессе проведения электроискровой обработки происходит постепенное наращивание слоя (рассматривается только положительный массоперенос). Начиная с определенной толщины слоя, в подповерхностной его части протекают многократно повторяющиеся процессы упрочнения, аналогичные процессам высоко - и низкотемпературной термомеханической обработки, которые приводят к формированию БС. БС на поверхности слоя не образуется. Поверхностная часть слоя не упрочняется ввиду высокой температуры ее нагрева в режиме непрерывной обработки. Необходимо отметить, что деформационный механизм образования БС превалирует при использовании сталей, которые не содержат в своем составе значительного количества легирующих элементов. Одновременно с деформациионным механизмом на формирование БС влияет насыщение слоя атомами кислорода и азота, о чем свидетельствуют результаты обработки в среде аргона, где количество участков с высокой микротвердостью уменьшается.

Для стальных электродов были проведены исследования влияния исходных структур на кинетические параметры процесса электроискрового легирования и качество полученных слоев. Использовали электроды из стали марки 45 с феррито-перлитной, сорбитной, трооститной и мартенситной структурами, полученными методами термической обработки. Обработка результатов проводилась методом регрессионного анализа. Факторным анализом установлено, что максимальную значимость (массоперенос и качество поверхности) имеют закалочные микроструктуры электродов (троостит, мартенсит). Это можно объяснить тем, что при электроискровой обработке на поверхности электродов возникают структуры закалки, поэтому предварительное создание закалочных структур в электродах способствует увеличению производительности. Использование других структур требует дополнительного времени для структурных перестроек, т. е. приработки электродов.

В пятой главе приводятся результаты исследования белых чугунов использующихся в качестве анодных материалов для ЭИЛ. Изучалось влияния углерода, хрома, вольфрама и их комплекса (Cr +W) на процесс структурообразования, фазовый состав, массоперенос и эрозионные свойства электродных материалов, качество и свойства покрытий.

В литературе отмечено применение анодного материала из белого доэвтектического чугуна для ЭИЛ, но возможности этого материала использованы не в полной мере. В данной работе исследованы следующие составы чугунов: 1_3,04мас.% С; 2-4,35 мас.% С; 3-4,8 мас.% С. На первом этапе изучалось влияние температуры отбора расплава и состава чугуна на микроструктуру и эрозию анодных материалов, а также на массоперенос. Электроды получали литым способом из чугунов составов 1 - 3 путем отбора расплава в кварцевые трубки при различных температурах: 1550, 1450, 1380, 1230 С. Получение анодного материала непосредственно из расплава в кварцевых трубках позволяет исключить этап механической обработки и этим уменьшить затраты на его производство. Учитывая различие размеров структурных составляющих верхних и нижних частей электродов по высоте кварцевой трубки, проводили исследования по выявлению дисперсности структуры на показатели искровой обработки.

При этом основное влияние оказывает микроструктура электродных материалов, более мелкие структурные составляющие верхних частей анодов имеют меньшие показатели эрозии, за исключением электродов состава 3, где наблюдается хрупкое разрушение крупного цементита. Таким образом, эрозионные свойства анодного материала зависят от дисперсности структурных составляющих, выпавших в момент затвердевания. Для дальнейших исследований использовалась только нижняя часть электрода. Установлено, что показатели искровой обработки определяются как содержанием углерода, так и температурой отбора. Концентрация углерода в электроде оказывает наибольшее влияние на массоперенос и эрозию. Электродные материалы, полученные при температурах 1230-1450 С имеют максимальный массоперенос независимо от содержания углерода в анодных материалах, но температура 1230 С для доэвтектических сплавов лежит в интервале кристаллизации и поэтому для дальнейших исследований использовали электроды, выплавленные при температуре 1380 -1450 С.

Увеличение содержания углерода повышает эрозионные свойства анода и массоперенос на катод, но ухудшает качество получаемых при ЭИЛ покрытий. Наиболее предпочтительным структурным состоянием катода является закаленное, при котором наблюдается наибольший массоперенос. В целом по массопереносу и качеству получаемого покрытия наиболее оптимальным является анодный материал из чугуна эвтектического состава. Также установлено, что эрозия чугунных анодов всех составов 1-3 и массоперенос при работе на установке I больше, чем на установке II.

На следующем этапе исследовалось влияние хрома и вольфрама на структурообразование, эрозию электродов из белых чугунов трех составов 1-3 и массоперенос, а также оценивалось качество получаемых при ЭИЛ покрытий.

Хром. Содержание хрома варьировалось в пределах по мас.%: 3,5; 7,0; 10,5; 14,0; 17,5. Вследствие быстрого охлаждения и наличия хрома в чугунах формируется закаленная структура анодных материалов. Микроструктура анодных материалов состава 1 до 10,5 мас.% Сr состоит из мартенсита закалки и ледебуритной эвтектики. Дальнейшее увеличение содержание хрома способствует образованию тригонального карбида (FeCr)₇С₃ взамен легированного цементита (FeCr)₃С, сохранению и росту стабилизированного (остаточного) аустенита и измельчению карбидной эвтектики. Микротвердость легированного цементита возрастает от 800 до 1000 H₅₀ при 10,5 мас.% Cr и 1900 Н₅₀ при 17,5 мас.% Сr. Микротвердость карбидной эвтетики постоянно возрастает по мере увеличения содержания хрома от 0 (600 Н₅₀) до 17,5 мас.% (1100 Н₅₀). Микротвердость металлической основы изменяется по экстремальной зависимости: ее повышение до 10,5 мас.% можно объяснить легирующим действием хрома на металлическую основу - мартенсит (при 0-500 Н₅₀ и при 10,5 мас.% Сr - 600_650 Н₅₀), а снижение микротвердости при дальнейшем увеличении содержания хрома связано с наличием стабилизированного аустенита (при 17,5 мас.% Сr - 400 Н₅₀).

Микроструктура анодного материала из эвтектического чугуна при содержаниях хрома более 10,5 мас.% состоит из тригонального карбида и аустенитно-мартенситной структуры. По мере повышения содержания хрома наблюдается тенденция измельчения всех структурных составляющих. Микротвердость легированного цементита возрастает до 1100 Н₅₀ (10,5 мас.% Сr), а микротвердость тригонального карбида К2 - до 1800-1900 Н₅₀ при 17,5мас.% Сr. Значения микротвердости карбидной эвтектики зависит от содержания хрома примерно также как в доэвтектическом электродном материале. Микротвердость металлической основы несколько ниже (500-550 Н₅₀ при 3,5-10,5мас.% Сr и 400 Н₅₀ при 17,5 мас.% Сr) в сравнении с анодным материалом состава 1. В анодном материале состава 3 происходит резкое измельчение первичной карбидной фазы (тригонального карбида и карбида цементитного типа), а металлическая основа представляет собой продукты распада переохлажденного аустенита и стабилизированный аустенит при больших содержаниях хрома. Микротвердость металлической основы от содержания хрома изменяется по экстремальной зависимости: в чугуне состава 1 максимум микротвердости наблюдается при 7,0 мас.% Сr, в чугуне состава 2 - при 10,5 мас.% Сr, в чугуне состава 3 - при 14,0 мас.% Сr.

Исследовалось влияние микроструктуры (химического состава) хромистых анодных материалов на процессы их эрозии и массопереноса на катодных материалах. Катодами служила сталь марки 45 в отожженном и закаленном состояниях. Анализируя полученные результаты в целом необходимо отметить, использование анодов составов 2 и 3 (10,5 мас.%) позволяет получить наиболее высокие показатели эрозии и массопереноса на отожженных и закаленных катодах. Слои полученные хромистым анодным материалом состава 3, имеют повышенную хрупкость и скалываются при воздействии внешней нагрузки. Визуально-оптическим контролем установлено, что высокое качество покрытий наблюдается при использовании хромистых анодных материалов состава 2 на установках I и II. На основании полученных результатов наиболее эффективным является использование состава 2 с содержанием хрома 7-10,5 мас.% и установки II.

Вольфрам. Содержание вольфрама изменялось в пределах по мас.%: 3,5; 7,0; 10,5; 14; 17,5. С термодинамической позиции вольфрам, как и хром, способствует ферритизации металлической основы и образованию карбидной фазы цементитного типа. В условиях быстрого охлаждения проявляется кинетический фактор, заключающийся в кристаллизации метастабильной квазикарбидной фазы, стабилизации аустенита и образовании и мартенсита закалки. Эти особенности следует учесть при описании структурообразования вольфрамовых чугунов.

На основании структурно-фазового анализа и данных по микротвердости структурных составляющих установлено, что анодный материал состава 3 (до 3,5 мас.% W) состоит из мартенсита закалки, стабилизированного остаточного аустенита и карбида цементитного типа. При увеличении содержания вольфрама до 7,0 мас.% структурное состояние и фазовый состав не изменяются, но при этом наблюдается резкое измельчение дендритов аустенита и карбидной эвтектики. В анодных материалах с содержанием вольфрама 10,5-17,5 мас.% увеличивается доля карбида Fe₃W₃С с одновременным снижением количества карбида цементитного типа (FeW)₃С. В чугуне эвтектического состава до 3,5мас.% W структура состоит из продуктов распада переохлажденного аустенита и легированного цементита. Дальнейшее увеличение содержания вольфрама приводит к формированию мартенсита закалки, стабилизированного аустенита и вольфрамовой карбидной эвтектики. При этом измельчаются структурные составляющие. В анодном материале состава 3 до 7,0 мас.% W структура состоит из мартенсита закалки и легированного цементита, а свыше кристаллизируется, наряду с карбидом цементитного типа, карбид комплексного состава и остается большое количество остаточного аустенита. Наблюдается укрупнение первичного карбида цементитного типа по мере повышения концентрации вольфрама.

Анализ данных измерения микротвердости структурных составляющих анодного материала состава 1 показал, что до 7,0-10,5 мас.% W микротвердость металлической основы существенно возрастает вследствие образования мартенсита закалки. При дальнейшем повышении содержания вольфрама микротвердость начинает снижаться из-за наличия стабилизированного аустенита. По аналогичной причине микротвердость карбидной эвтектики снижается. Кроме того, при большом содержании вольфрама (более 10,5 мас.% W), наряду с карбидом цементитного типа, кристаллизуется карбидная фаза (Fe₃W₃)С, микротвердость которой существенно выше, чем карбида типа (FeW)₃С. В электродном материале состава 2 намечается тенденция постоянного повышения микротвердости всех структурных составляющих. Аналогичный характер изменения микротвердости структурных составляющих наблюдается и в электродном материале состава 3. Такой характер изменения микротвердости обусловлен тем, что при больших содержаниях углерода в сплавах остается меньшее количество свободного вольфрама (не связанного с углеродом), способного стабилизировать аустенит. С увеличением содержания углерода значение микротвердости первичной карбидной фазы и карбидной эвтектики существенно возрастает.

При ЭИЛ на установке II увеличение содержания вольфрама усиливает эрозию анодных материалов и массоперенос на закаленный катод, вне зависимости от количества углерода. Исключением является эрозия анода состава 3, которая возрастает при содержаниях 14,0-17,5 мас.% W хотя массоперенос изменяется монотонно. Это обусловлено наличием в структуре заэвтектического анодного материала крупных цементитных пластинок, которые хрупко разрушаются в процессе ЭИЛ. Аналогичные зависимости параметров ЭИЛ получены на установке II, однако эрозия и массоперенос незначительны, за исключением сплавов 3 с содержанием 14,0-17,5 мас.% W. Таким образом, процессы эрозии и массопереноса определяются двумя факторами - микроструктурой и длительностью импульса применяемых установок. Визуально-оптичекая оценка качества поверхности катодов показала, что наилучшее качество покрытий получено при использовании чугуна состава 2 с содержанием вольфрама 7-17,5 мас.%.

Комбинированное влияние хрома и вольфрама. При комбинированном легировании анодного материала состава 1 выявлены существенные изменения в структурообразовании. Так, при постоянном содержании вольфрама (3,5мас.%) увеличение концентрации хрома до 14,0 мас.% способствует измельчению структурных составляющих, кристаллизации тригонального карбида (при содержании хрома более 10,5 мас.%) и аустенизации металлической основы наряду с наличием мартенситной структуры. Увеличение содержания вольфрама до 7,0 мас.% не оказывает существенного влияния на структурообразование чугуна. При больших содержаниях хрома (17,5-24 мас.%) и вольфрама (10,5 мас.%) кристаллизуются первичные карбиды, и наблюдается огрубление структурных составляющих. Аналогичная картина структурообразования выявлена и в чугуне состава 2. В анодных материалах состава 3 увеличение содержания хрома (3,5-10,5 мас.%) при постоянной концентрации вольфрама (7,0мас.%) также измельчает структурные составляющие (первичный аустенит, карбидная эвтектика), особенно заметно измельчение первичных карбидных частиц. Увеличение общего содержания легирующих элементов (Cr и W) способствует кристаллизации более мелких структурных составляющих. Таким образом, при повышении общего содержания хрома и вольфрама в анодных материалах из чугунов с различной концентрацией углерода наблюдается измельчение структурных составляющих, уменьшение количества мартенсита закалки и увеличение доли стабилизированного аустенита.

Искровая обработка комплексно-легированными анодами проводилась на установках I и II, в качестве катодных материалов использовали сталь марки 45 в отожженном и закаленном состояниях.

Установлено, что в анодных материалах из доэвтектического чугуна увеличение содержания хрома (3,5; 7,0; 10,5; 14,0 мас.%) при постоянной концентрации вольфрама (3,5 мас. %) снижает показатели эрозии и массопереноса при ЭИЛ на установке I. При использовании закаленных катодов показатели ЭИЛ несколько выше, чем на отожженных. Повышение общего содержания хрома и вольфрама приводит к увеличению массопереноса, особенно это заметно на закаленных катодах (_а = -118·10^-4 г/см²; _к= 80·10^-4 г/см²; при 21,0 мас.% Cr и 14,0 мас.% W). Следовательно, для повышения эффективности следует применять закаленный катод и проводить ЭИЛ на установке II.

Рис. 9. Изменение массы отожженного катода и анода от добавок вольфрама и хрома в анодный материал состава 2.

Использование состава 2 при увеличении содержания вольфрама от 3,5 до 21 мас.% и постоянных концентрациях хрома (3,5; 7; 14 мас. %) улучшает показатели эрозии и массопереноса на установке II. Причем, чем больше вольфрама в анодных материалах, тем выше массоперенос и эрозия, особенно на закаленных катодах.

Необходимо отметить, что максимальные значения эрозии и массопереноса достигаются при использовании комплексно-легированных чугунов составов 2 и 3 (17,5-21 мас.% Cr и 10,5-21 мас.% W) с применением закаленных катодов и установки I (_к (126-145)·10^-4 г/см² и _а -200·10^-4 г/см²).

На основании полученных результатов для составов 1- 3, закаленных и отожженных катодов были построены трехмерные диаграммы (рис. 9), позволяющие выбрать концентрацию добавок легирующих элементов в зависимости от эрозии анода и массопереноса на катод.

В проведенных исследованиях показана возможность получения необходимой структуры и свойств новых анодных материалов для создания покрытий с заданными свойствами методом ЭИЛ на основе белых чугунов посредством изменения содержания углерода (от 3,2 до 5,5 мас. %, С) и добавкой хрома и вольфрама (от 3,5 до 21 мас. %,), как по отдельности, так и в комбинации.

В шестой главе приведены результаты исследования изменения структуры и свойств медных контактных проводов от электроискровых и дуговых процессов, возникающих в токосъемном узле электровоза. Исследованы механизмы разрушения контактных проводов и вставок. Приведены методики оценки состояния медного контактного провода и угольной контактной вставки неразрушающим акустическим методом.

Многолетнее проведение комиссионных экспертиз образцов разрушенного в условиях эксплуатации контактного провода позволило установить, что структура меди в области разрушения в ряде случаев аналогична слоям, полученным при ЭИЛ. При этом разрушенные участки проводов имеют вид, приведенный на рис.10, а, б, и хотя внешне области разрушения различны, службы статистики их не разделяют и классифицируют как пережог. При пережоге процесс разрушения происходит в результате кратковременного действия электрического тока (дуговое воздействие). Кроме этого, еще одним известным механизмом разрушения является отжиг, к которому относят процесс разупрочнения нагартованного контактного провода в результате его нагрева электрическим током выше предельно допустимых температур.

Рис. 10. Вид мест разрушения контактного провода: а - с признаками пластической деформации; б - пережог

Таким образом, основной задачей исследования являлось установление механизма разрушения контактного провода и возможность обнаружения мест электроискрового и электродугового повреждения контактного провода на основе ранее установленных закономерностей изменения параметров ультразвукового сигнала от структуры (см. глава 4).

Исследования проводили с использованием контактных проводов марок МФ-100 и МФ-85 с целью определения механизмов их разрушения. В лабораторных условиях проводили эксперимент с нагревом провода исходного состояния с последующим его испытанием на разрыв. Только нагрев провода до 240 С приводит к значительному его удлинению и уменьшению поперечного сечения. Влияние электроэрозионной лунки как дефекта на прочностные свойства провода исследовали посредством создания на его поверхности U - образных поперечных надрезов, глубиной до 1 мм. При этом предел прочности в различных экспериментах уменьшается на 20 %, что непосредственно не может привести к разрушению. Но в условиях эксплуатации многократные электроэрозионные процессы в месте дефекта приведут к разрушению провода (рис 10, а). Было исследовано влияние продолжительности нагрева провода дугой, на изменение прочности после остывания. Потеря прочности возрастает пропорционально продолжительности воздействия и в предельном случае (15 с.) составляла 50 %. Использование специального стенда (Пат. 64568) позволило провести натурные эксперименты, где воздействовали искрой и дугой на провод, находящийся при номинальной растягивающей нагрузке. При определенной продолжительности воздействия наблюдается появление локального участка с сужением поперечного сечения провода (рис.10, а). В условиях движения электровоза столь длительного воздействия на участок провода не происходит, но необходимо принять во внимание более высокие значения эксплуатационных токов, что адекватно большой длительности.

Для обнаружения участков с локальным разупрочнением контактного провода использовали метод ультразвукового контроля. В главе 4 была установлена корреляционная связь между изменяющейся в результате термического воздействия структурой, твердостью контактного провода и коэффициентом затухания () ультразвукового сигнала. В поставленных экспериментах для анализа использовались три группы образцов медного контактного провода. Первая группа была получена с участков контактной сети Дальневосточного отделения железной дороги после различных сроков эксплуатации. Вторая и третья группы - образцы проводов в состоянии поставки, подвергшиеся различным тепловым нагрузкам в лабораторных условиях (вторая группа - нагрев в условиях свободного конвективного теплообмена с окружающей средой током силой 240-420 А до температур 100 - 250 С без выдержки, третья группа - нагрев током с последующей выдержкой продолжительностью 1800 с при заданной температуре). В качестве контрольного образца использовали провод в состоянии поставки. После полного остывания образцов проводили: статические испытания на растяжение (F_p); металлографические исследования структуры; измерение акустических характеристик.

Измерения проводили с использованием раздельно совмещенного преобразователя прибора А1212 на частоте 5 и 10 МГц. Для исключения ряда методических и систематических погрешностей в работе использовали метод сравнения. При этом относительные изменения коэффициента затухания “нагруженных” образцов по отношению к контрольному определялись по изменению огибающей амплитуд переотраженных эхо - импульсов. Как показал анализ результатов, зависимости изменения параметра () и усилия разрыва (F_Р) от температуры нагрева для второй и третьей групп совпадают, однако во второй группе, вследствие большей степени неравновесности процесса нагрева, разброс данных от образца к образцу выше, чем для третьей. Найденные закономерности, согласуются с данными металлографии и коррелируют с измеренными значениями усилий разрыва. При этом измерения на частоте 10 МГц более чувствительны к изменениям структуры провода. Проводилась оценка регрессионных связей результатов обработки (при анализе температурный диапазон разбит на два интервала 100 - 180 С и 160 - 250 С). В интервале температур 100-180 С связь между величинами F_P - Т и - Т достаточно слаба (за исключением - Т при измерении на частоте 10 МГц). В интервале 160-250 С модуль коэффициента корреляции для этих величин больше 0.85, т.е. связь между ними значима. Для величин - F_P связь существенна для обоих температурных интервалов (за исключением измерений на частоте 10 МГц для первого интервала). Таким образом, измерения коэффициента затухания у.з. колебаний позволяют достаточно надежно оценивать и структуру, и прочность провода.

Для выяснения механизма разупрочнения контактного провода проводили металлографические исследования. Микроструктуру провода изучали на поперечных и продольных шлифах. В качестве микрообъекта отвечающего за изменение прочности провода для исследований нами было выбрано действительное зерно. Подготовку образцов и подсчет размеров зерен проводили по ГОСТ 21073.0-75-ГОСТ 21073.4-75. Предлагаемый ГОСТом средний размер зерна мало информативен. Поэтому нами проводился подсчет количества зерен с разбивкой по размерным группам. Было принято 7 размерных групп (мкм): первая - менее 0.5, вторая - от 0.5 до 1, третья от 1 до 2, четвертая от 2 до 4, пятая от 4 до 8, шестая от 8 до 16 и седьмая - более 16.

Подсчет количества зерен в группах в поперечных и продольных сечениях проводили на фотографиях микроструктур. Как следует из анализа полученных результатов нагрев до 140 С не приводит к существенному перераспределению в размерных группах. При температуре 140 С заметен некоторый рост количества зерен группы 5 за счет уменьшения в 3 и 4 группах. Нагрев провода до температуры 250 С. заметно увеличивает количество зерен входящих в 3 - 5 группы. Исследование размерных параметров зерен в продольных шлифах согласуется с результатами, полученными выше. Зерна образцов в продольном сечении имеют большие размеры вследствие направленной пластической деформации полученной в процессе изготовления.

Значения твердости зерен в поперечном сечении уменьшаются линейно в зависимости от температуры. Минимальная твердость зерен обнаружена в образце провода нагретого до температуры 250 С. В продольном сечении отмеченной закономерности не наблюдается. Необходимо отметить, что твердость зерен первой группы образцов изменяется в более широком интервале и средние значения твердости зерен ниже, чем для исходного провода, что объясняется не установленной интенсивностью токовой нагрузки провода в условиях эксплуатации. Таким образом, проведенными исследованиями установлено, что при температурных нагрузках в лабораторных условиях и в условиях эксплуатации происходит разупрочнение провода, сопровождающееся уменьшением твердости зерен. При этом показана возможность контроля прочностных свойств контактного провода посредством измерения коэффициента затухания ультразвуковых колебаний

При исследовании изменения коэффициента затухания у.з. колебаний в зависимости от длительности дугового воздействия и расстояния (l) между точкой воздействия и точкой измерения установлено (рис. 11), что длительность дугового воздействия на провод прямо пропорциональна увеличению коэффициента затухания. По мере удаления от точки воздействия сигнал уменьшается, что характеризует уменьшение структурных изменений. Наиболее значительные изменения коэффициента затухания получены на образцах провода разрушенных пережогом. Структура материала в месте пережога разделяется на ЗО и ЗТВ. Значения твердости материала непосредственно в ЗО изменяются в интервале 98-103 Н₁₀ кг/мм², металл содержит пустоты, идентифицируемые как газовая пористость, дефект обнаруживаемый при ЭИЛ (см. глава 4). Как показали исследования, по коэффициенту затухания у.з. колебаний места с измененной структурой материала провода обнаруживаются на расстоянии 20 мм от непосредственного места воздействия.

Рис. 11. Изменение от воздействия: 1 - пережег провода; 2,3,4 - длительность дугового воздействия с, 2-3; 3-9; 4-15.

В большинстве случаев при рассмотрении механизмов разупрочнения контактного провода не учитывают наличие второго контакта - вставки. Процессы, происходящие в области контакта, и свойства поверхности самой вставки непосредственно влияют на прочностные свойства провода. Анализ вида повреждений в зависимости от мест расположения на полозе токоприемника имеющего три ряда вставок проводили путем осмотра их поверхности в локомотивном депо Хабаровского отделения железной дороги. Наиболее поврежденными, вне зависимости от времени года являются первый и третий ряд вставок. Причина образования сколов на передней, набегающей части вставки первого ряда, заключается в ударном разрушении вставки контактного провода. Сколы на сбегающей части вставки третьего ряда в основном вызваны искровым и дуговым воздействием. На поверхности обнаружены локальные лунки с краями неправильной формы и диаметром от 1 до 10мм и более. В лабораторных условиях были проведены эксперименты по электроискровому и дуговому воздействию на поверхность увлажненной и сухой вставок (пат. 64568). При этом наблюдалось взрывообразное разрушение с образованием лунок, аналогичных обнаруженным ранее на поверхности вставок бывших в эксплуатации. Макроструктура эрозионного следа на увлажненной поверхности вставки имеет большую концентрированность эрозионного следа и количество эрозионных частиц меди. На передней и задней частях вставок из эксплуатации обнаружены отложения меди в виде мелкодисперсного порошка. Отложения образованы тонкими пластинами от механического износа и глобулярными эрозионными частицами. Внутренняя структура эрозионных частиц аналогична эрозионным частицам, приведенным в главе 3.

Исследования материала вставок до использования в эксплуатации выявило в них существенную структурную неоднородность. Для входного контроля качества вставок и ранжирования их по свойствам была разработана методика ультразвукового контроля. При этом можно проводить сортировку, выявляя вставки с более высоким качеством, которые необходимо устанавливать на более ответственные места в токоприемнике.

Полученные в главе результаты позволили разработать схему диагностического комплекса с использованием блоков инспекционной лаборатории контактной сети (ВИКС). Комплекс включает регистрацию величины контактного нажатия, фиксирование электроискровых и дуговых явлений при прохождении ВИКС дефектного места с учетом звуковых сигналов и радиоизлучения. Экономическая эффективность от внедрения устройства по контролю мест разупрочнения контактного провода в расчете на одну дистанцию электроснабжения с 2008 на 2009 год составляет 777 тыс. рублей.

В седьмой главе приведены примеры применения полученных результатов для повышения эксплуатационных свойств (износостойкость, жаростойкость и коррозионностойкость) покрытий, полученных анодными материалами из легированных чугунов. Исследованы причины нагрева и увеличения переходного электросопротивления (Rп) токопроводящего бронзового зажима. Разработана технология получения методом ЭИЛ покрытий из меди и серебряноцинкового сплава на контактных поверхностях токопроводящего зажима, и на контактных поверхностях стального зажима заземляющего провода.

Одним из наиболее важных элементов контактной сети железных дорог является токопроводящая арматура и, в частности, токопроводящие зажимы. Токопроводящие зажимы (рис. 12), стягиваемые болтами, используются для передачи электрического тока на контактные провода, с поверхности последнего, через скользящий контакт производится съем электропитания электровозом. Нагрев зажима в условиях эксплуатации приводит к обрыву контактного провода (15% случаев от общего числа обрывов). Известно, что причиной нагрева зажима является увеличение (Rп) между зажимом и соединяемыми проводами, вызванное нарушением контакта обусловленное деформацией зажима, ослаблением креплений и окислением контактных поверхностей. В ряде случаев деформация зажима вызвана наличием дефектов, образующихся в процессе изготовления. Производство зажима методом литья увеличивает риск формирования в изделии структурной, химической неоднородности и трещин, что может отрицательно сказываться на его прочности и электропроводности. Для определения степени развития внутренних дефектов в виде пор и трещин (от 0,1 до 1 мм) была разработана методика ультразвукового неразрушающего контроля (прибор А 1212). Более эффективной оказалась методика акустического контроля, по анализу спектра вынужденных колебаний (1-40 кГц) с применением цифровых методов обработки сигнала, прибор внедрен в условиях эксплуатации на Забайкальской железной дороге в виде измерительного комплекса (ВКЗ-1). Расчетная экономическая эффективность от внедрения устройства составит более 100 тыс. рублей на 2011 год

Отсутствие дефектов не гарантирует надежную работу зажима потому, что возникающие на контактной поверхности окисные пленки приводят к росту Rп зажима с последующим его нагревом, разупрочнением и разрушением. Для зажимов уменьшение Rп достигается обычно путем увеличения площади контакта за счет увеличения момента затяжки (М_з) болтов (рис. 12, б). При этом площадь контакта увеличивается вследствие деформации контактных площадок и проникновения более твердого (алюминиевая бронза) материала в более мягкий (медь). Было установлено, что уменьшение Rп только за счет увеличения момента затяжки зажима малоэффективно, так как даже при моменте затяжки большем, чем нормативный (40 Н·м), необходимая площадь контакта не достигается.

В процессе работы контактов Rп не остается постоянным, оно сильно зависит от состояния контактных поверхностей, т. е. от качества их обработки и степени окисления. После образования окисной пленки Rп увеличивается на 58%, при этом повышается температура нагрева зажима. Одним из перспективных методов снижения переходного электросопротивления зажима является нанесение покрытия на контактные поверхности. Наиболее часто в качестве материала для покрытий используется медь.

а б

Рис. 12. Токопроводящий бронзовый зажим и его общее Rп: а - токопроводящий зажим; б - зависимость общего Rп от Rп двух контактных поверхностей: 1 - контактная поверхность I, 2 - контактная поверхность II, 3 - общее Rп; регламентируемое значение Rп, обозначено пунктиром (25 мкОм).

Используя ранее полученные результаты (глава 3), на контактных поверхностях бронзовых зажимах было сформировано медное покрытие с минимальным количеством дефектов. Исследованная микроструктура медного покрытия представлена вытянутыми кристаллитами, причем более мелкие находятся в нижней части покрытия шириной от 1,2 до 4,5 мкм и длиной от 4,2 до 15 мкм. В центральной и верхней частях слоя отдельные кристаллиты крупнее, в ширину от 5 до 13 мкм, в длину от 11 до 28 мкм. Примерно такая же картина наблюдается с распределением равноосных зерен в слое. Испытания показали, что медное покрытие на контактных поверхностях зажимов не может гарантировать стабильное и низкое значение Rп из-за образования на поверхности меди устойчивых окисных пленок.

Наиболее часто для контактов используют серебро, оксидная пленка которого легко разрушается при нагреве до 190С и имеет малую механическую прочность. В качестве материала для покрытия применяли сплав на основе серебра 70% серебра и 30% цинка (рис. 13).

Рис. 13. Результаты термоциклирования при шероховатости поверхности покрытия 8,4-11 мкм: - момент затяжки 30 Н•м, - момент затяжки 40 Н·м (нормируемый).

Данный сплав значительно дешевле серебра, а указанные свойства окисной пленки сохраняются. Структура серебряноцинкового покрытия представлена вытянутыми кристаллитами шириной от 0,5 до 1,2 мкм, длиной от 1,7 до 5,3 мкм и равноосными зернами от 0,6 до 2,2 мкм. Оптимальная шероховатость поверхности покрытия составляет 8,4-11 мкм. При этом твердость покрытия (Н₂₀=584 МПа) меньше твердости контактного провода (Н₂₀=800-850МПа), гибкого шлейфа и зажима, что позволяет обеспечить максимальную площадь контакта при номинальной величине затяжки зажима. Переходное электросопротивление зажимов с серебряноцинковым покрытием ниже переходного электросопротивления свежезачищенных зажимов без покрытия, в среднем на 24 %.

В процессе эксплуатации переходное сопротивление зажимов с серебряным покрытием увеличивается на 15_45 %, за счет образования окисных пленок, однако, даже после образования окисных пленок переходное сопротивление не превышает нормируемое значение.

При допустимой величине нагрева (90⁰ С) Rп зажимов с серебряноцинковым покрытием снижается на 17-20%, что связано с разрушением окисных пленок на поверхности покрытия. Моделирование процесса термоциклирования (рис. 13), подтверждает возможность стабилизации значений Rп зажима. Тепловизионным контролем определено, что за время, равное прохождению электровоза по участку, температура нагрева зажима не превышает допустимых значений, что повышает надежность зажима, увеличивает срок его эксплуатации и снижает риск аварий на железной дороге.

Наряду с бронзовыми зажимами в электрической сети железнодорожного транспорта для соединения заземляющих проводников используются и стальные зажимы. По результатам ранее проведенных экспериментов наиболее эффективным способом увеличения количество точек контакта без изменения величины момент затяжки и конструкции зажима является формирование покрытия с заданной шероховатостью. В качестве анодов использовали сталь 10. Однако полученное покрытие увеличивает переходное электросопротивление, что объясняется формированием БС со структурой мелкоигольчатого мартенсита обладающего повышенным содержанием дефектов кристаллического строения. Для снижения значений переходного электросопротивления методом ЭИЛ формировали покрытия из меди и медносеребряного сплава (Cu - 89 %, Ag - 15 %, P - 4 %). Используя термическую активацию поверхности и оптимальный режим обработки, в покрытии была сформирована структура по первому механизму (глава 4). После проведения сравнительных испытаний в окислительной среде зажимы с медносеребрянным покрытием показали наилучшие характеристики.

Таким образом, используя известные преимущества и недостатки (шероховатость покрытий) метода ЭИЛ, наряду с формированием заданной структуры можно повысить надежность бронзовых и стальных зажимов в условиях эксплуатации.

Белые чугуны комплексно-легированные вольфрамом и хромом, использовались в качестве анодного материала для создания покрытий на деталях. Образцы с покрытиями исследовались на износостойкость, коррозионностойкость и окалиностойкость.

Износостойкость исследовалась на катодных материалах стали марки 45 с покрытием и без него, в состоянии поставки и после низкотемпературного отжига при 300-400 С (НТО) в течение двух часов. Покрытие, полученное составом 2 с добавками хрома в количестве 3,5 мас.%, при увеличение содержания вольфрама (по мас. %: 3,5; 7,0; 10,5; 14,0) не оказывает влияния на скорость износа (0,42 г/ч). Рост концентрации хрома (мас.%: 7,0; 10,5; 14,0; 21,0) и вольфрама (до 17,5 мас.%) способствует резкому снижению скорости изнашивания (0,28 г/ч при 21 мас.% Cr и 17,5 мас.% W). При высоком содержании вольфрама (21 мас.%) скорость износа покрытия резко возрастает (0,45 г/ч), так как выкрашивается карбид вольфрама. Следовательно, существует оптимальное соотношение ингредиентов (Cr и W) в комплексно-легированном анодном материале для достижения максимальной износостойкости покрытия. При НТО максимальная износостойкость наблюдалась при 3,5 мас.% W (0,19 г/ч). Повышение концентрации хрома и вольфрама до 21,0 мас.% приводит к снижению износостойкости покрытия (0,42 г/ч). Для сравнения испытывали покрытия, полученные твердым металлокерамическим сплавом марки ВК-6, скорость износа составляла 0,35 г/ч.

При отжиге подложки-катода и дополнительном «катод - покрытие» (двойной отжиг) скорость износа существенно снижается из - за структурных изменений в покрытии (превращение остаточного аустенита и мартенсита закалки в отпущенный мартенсит) и снятие внутренних напряжений в кристаллических решетках слоя и основы. Максимальная износостойкость покрытий из комплексно-легированного чугуна отмечается после двойного отжига. Оптимальные значения износостойкости получены при использовании состава 2 (при 3,5 мас.% Cr и 10,5 мас.% W - 0,18 г/ч; при 21,0 мас.% Cr и 17,5 мас.% W - 0,16 г/ч). Таким образом, показана целесообразность использования комплексно-легированного белого чугуна в качестве анодного материала для получения покрытий на среднеуглеродистых сталях для повышения их износостойкости.

Коррозионностойкость исследовали на катода из стали марки 45 (отожженное и закаленное состояние) и на чугунных образцах СЧ 15. Для сравнения использовали сталь марки 45 без покрытия в отожженном (6,9·10^-3 г/ч) и закаленном (3,4·10^-3 г/ч) состояниях и последующим НТО и чугун СЧ 15 без покрытия (4,9·10^-3 г/ч), а также чугун состава 1 с 52,5 мас.% Cr (7,0·10^-3 г/ч). Максимальная коррозионностойкость отожженных катодов получена при использовании анодного материала из доэвтектического чугуна с 17,5 мас.% Cr на установках I (1,3·10^-3 г/ч) и 2 (2,1·10^-3 г/ч). С увеличением содержания углерода скорость коррозии возрастает. Комплексное легирование анодного материала хромом и вольфрамом не приводит к повышению коррозионностойкости покрытий. В случае применения закаленных катодов с последующим НТО коррозионностойкость покрытий мало зависит от содержания углерода и хрома, а также от типа применяемых при ЭИЛ установок (2,3-2,5·10^-4 г/ч). При использовании чугунного катода (СЧ 15) состав анодного материала (17,5 мас.% Cr) и тип установок влияют на коррозионностойкость покрытий примерно таким же образом, как и на отожженном катоде из стали марки 45 (для установки I - (2,0-2,9)·10^-4 г/ч и для установки II - (2,2-5,3)·10^-4 г/ч). В отличие от стальных катодов, на чугунах покрытия повышают коррозионностойкость при использовании электродных материалов следующих составов: состав 2 + 3,5 мас.% Cr + 3,5 мас.% W (1,1·10^-3 г/ч для установки I); состав 2 + 3,5 мас.% Cr + 14,0 мас.% W (1,4·10^-3 г/ч для установки I); состав 2 + 14,0 мас.% Cr + 3,5 мас.% W (1,9·10^-3 г/ч для установки I).

Окалиностойкость покрытий, полученных при ЭИЛ на установках I и II, исследовалась при температуре нагрева 920 С и времени выдержки до 13 часов. Анализ кинетических параметров окисления (n - показатель степени параболической функции, энергия активации) показал, что в случае использования установки II удельный прирост массы ( m) и энергия активации (Q) окисления значительно больше, чем при использовании установки I. При этом величина показателя степени окисления (n = 1,25) выше, чем при использовании установки I. При повторном нагреве установленная закономерность сохраняется, но значения кинетических параметров значительно меньше, чем при первом нагреве. В качестве сравнения использовали покрытия полученные анодными материалами, содержащими технически чистый хром и твердый сплав марки ВК 6. Максимальная скорость окисления покрытия ВК 6 происходит в результате недостаточной адгезии слоя к основе. Покрытия на основе белых чугунов составов 1 …3 с 17,5 мас.% W более окалиностойки и близки к покрытию из чистого хрома. Составы 1 с 52,5 мас.% Cr и 2 с 17,5 мас.% Cr имеют низкую окалиностойкость всвязи с малой толщиной покрытия. Максимальную окалиностойкость при первом нагреве показало покрытие, полученное с использованием анода на основе состава 2 с содержанием 21 мас. % Cr и 17,5 мас. % W. Повторный нагрев приводит к нарушению сплошности пленки, образовавшейся в результате первого нагрева, о чем свидетельствует характер кинетических зависимостей. Для устранения этих недостатков применено двухслойное покрытие, сначала чистым хромом, а затем электродом вышеуказанного состава, которое позволило снизить скорость окисления в условиях двух нагревов в два раза.