Содержание к диссертации
Введение
1 Литературный обзор 8
1.1 Диффузионные процессы при химико- термической обработке металлов и сплавов 8
1.1.1 Диффузионные процессы при легировании марганцем металлов и сплавов 9
1.1.2 Классификация и сравнительная оценка методов диффузионного насыщения поверхности металлов марганцем 13
1.1.3 Методы интенсификации химико- термической обработки металлов и их влияние на диффузионные процессы 17
1.2 Особенности формирования диффузионных слоев на порошко вых материалах 23
1.2.1 Диффузионные процессы при насыщении порошковых материалов 24
1.2.2 Насыщение проницаемых материалов 25
1.2.3 Диффузионное насыщение марганцем порошковых материалов 26
1.2.4 Пути интенсификации диффузионных процессов при диффузионном насыщении марганцем порошковых материалов 29
1.3 Выводы, цели и задачи и задачи исследования 32
2 Материалы, оборудование и методика проведения исследования 36
2.1 Характеристики исходных порошков 36
2.2 Оборудование, оснастка и технология изготовления образцов 38
2.3 Оборудование и методика изучения структуры и свойств 45
2.3.1 Микроструктурный анализ 46
2.3.2 Электронная микроскопия 47
2.3.3 Рентгенофазовый анализ 47
2.3.4 Микрорентгеноспектральный анализ 49
2.3.5 Механические испытания 51
2.3.6 Определение общей и поверхностной пористости 58
2.3.7 Испытания на коррозионную стойкость 60
2.4 Оптимизация технологии диффузионного насыщения марганцем 61
3 Кинетика процесса образования диффузионного слоя 66
3.1 Общие требования к диффузионному слою 66
3.2 Процесс осаждения и диффузии при ДНМ 68
3.3 Особенности процессов структуро образования при диффузионном насыщении марганцем порошковых сталей 72
3.4 Кинетика диффузионного насыщения марганцем порошковых материалов 82
3.5 Подготовка поверхностного слоя порошкового материала перед диффузионным насыщением марганцем 96
3.6 Выводы 103
4 Структура и свойства порошковых материалов после диффузионного насыщения марганцем и термообработки 106
4.1 Влияние скорости охлаждения после горячей допрессовки на структуру и свойства образцов 106
4.2 Диффузионный отжиг 111
4.3 Коррозионная стойкость горячедеформированных порошковых материалов после диффузионного насыщения марганцем 115
4.3.1 Исследование коррозионной стойкости горячедеформирован ных порошковых материалов подвергнутых ДНМ 114
4.4 Износостойкость порошковых сталей после ДНМ 120
4.5 Влияние последовательности технологических операций при диффузионном насыщении марганцем на показатели качества поверхностного слоя 124
4.6 Выводы 127
5 Реализация результатов выполненных исследований 129
5.1 Целесообразность использования метода ДНМ путем электролиза ионных расплавов солей при получении ГДПМ
5.2 Промышленное внедрение результатов
Общие выводы
Литература
- Классификация и сравнительная оценка методов диффузионного насыщения поверхности металлов марганцем
- Оборудование и методика изучения структуры и свойств
- Особенности процессов структуро образования при диффузионном насыщении марганцем порошковых сталей
- Коррозионная стойкость горячедеформированных порошковых материалов после диффузионного насыщения марганцем
Введение к работе
Тенденции современного развития порошковой металлургии в мировом масштабе заключается, по мнению экспертов, в непрерывном росте выпуска и использования металлических порошков и изделий на их основе. В частности, в Северной Америке до 2005 года ожидаемый прирост производства железного порошка находится в пределах 4-6% ежегодно [1, 2].
Одним из крупнейших потребителей изделий из порошковых материалов (ПМ) является автомобильная промышленность. Ее доля составляет около 67% от общего объема продукции порошковой металлургии. Номенклатура деталей, производимых из ПМ для автомобилей, разнообразна: шестерни, звездочки распределительных и коленчатых валов, шатуны, кольца синхронизаторов, корпуса подшипников и др. В 1997 году в американском автомобиле содержалось в среднем порядка 14 кг деталей из ПМ. В настоящее время на некоторых моделях автомобилей таких фирм, как "General Motors" и "Ford" масса деталей из порошка составляет 18,1 кг [2].
Основные преимущества технологий порошковой металлургии заключаются в том, что коэффициент использования материала при таком производстве составляет порядка 0,95, а на выпуск 1 кг изделий тратится 29 МДж. Соответствующие показатели для традиционной технологии механической обработки проката находятся в пределах 0,4 - 0,5 и 66 - 82 МДж/кг [3]. Несмотря на приведенные доводы, внедрение методов порошковой металлургии в машиностроение происходит в довольно жесткой конкурентной борьбе с традиционными технологиями такими как: точная штамповка, литье под давлением, механической обработки проката.
Начиная с 60-х годов, турбинные колеса гидротрансформаторов автоматических трансмиссий производились из медистых сталей методом "прессования - спекания". Однако возросшие эксплуатационные требования к этим деталям вынудили отказаться от порошковой технологии. Разрабатываемый с начала 90-х годов способ теплого прессования, обеспечивающий высокую точность, плотность и удовлетворительные свойства изделий, позволил вновь
6 перейти к производству этой детали методом порошковой металлургии. В результате на конференции в Чикаго (июнь 1997 г.) данная технология завоевала 1-ое место в конкурсе "Деталь года" [4].
Несмотря на очевидные преимущества порошковой металлургии, внедрение ее технологий в производство можно считать состоявшимся только при условии обеспечения эксплуатационных показателей, не уступающих аналогичным для компактных материалов, В связи с этим для быстрого внедрения методов порошковой металлургии в машиностроение свойства порошковых деталей должны быть выше, чем у деталей, полученных центробежным литьем, точной штамповкой, прокатом и др. Решение этой задачи становится возможным благодаря разработке новых методов, например, избирательного уплотнения поверхности зубьев шестерен, а также высокоплотного спекания [5].
Необходимо отметить, что такой известный и высокоэффективный способ повышения эксплуатационных характеристик деталей, каковым является химико-термическая обработка (ХТО), в порошковой металлургии используется не в полной мере. В настоящее время используется цементация, пароок-сидирование, нитроцементация, диффузионное хромирование, борирование, из состава засыпок или расплава солей. Однако указанные методы не позволяют получить высокоизносостойкий ПМ, работающий в условиях абразивного износа и ударных нагрузок. В литературе [6] изложен метод поверхностного легирования марганцем из засыпок и обмазок, позволяющий в определенной мере повысить износостойкость. В это же время существует потенциальная возможность совмещения процесса спекания и ХТО в одной операции. Однако в случае парооксидирования и нитроцементации такая возможность ограничена относительно низкими температурами процессов по сравнению с необходимыми для спекания. При легировании марганцем из состава засыпок требуется более длительная высокотемпературная выдержка, величина которой определяется скоростью диффузии марганца и обуславливает увеличение энергозатрат и снижение производительности. Поэтому в на-
стоящее время стремительно развиваются различные методы интенсификации ХТО, позволяющие значительно (в десятки и сотни раз) сократить время насыщения и увеличить толщину диффузионных зон.
Способ диффузионного насыщения марганцем ПМ на основе железа в среде расплавов солей с электродуговым нагревом до настоящего времени в литературе рассмотрен недостаточно полно. Тем не менее, его потенциальные возможности в плане интенсификации ХТО оцениваются достаточно высоко, что обусловлено сокращением в десятки раз длительности насыщения, увеличением производительности труда, улучшением эксплуатационных характеристик полученных материалов, а также простотой технологических операций, исключением доступа кислорода к изделию в процессе насыщения и уменьшением энергозатрат.
Результаты произведенной оценки возможностей ХТО ПМ на основе железа в расплаве солей с электродуговым нагревом обусловили необходимость проведения специальных исследований, которые были осуществлены на кафедрах «Технология машиностроения» и «Двигатели внутреннего сгорания» ЮРГТУ(НПИ). Были проведены исследования в соответствии с межвузовской инновационной научно-технической программой Российской Федерации: "исследования в области порошковой технологии" (темы 94/16т и 95/5и и госбюджетной темой 49.94 "фундаментальные исследования в области формирования структуры и свойств порошковых материалов, а также их формирования при горячей обработке давлением" на 2000-04 г.г.
Классификация и сравнительная оценка методов диффузионного насыщения поверхности металлов марганцем
Первым российским ученым, давшим наиболее полную и обоснованную классификацию процессов диффузионного насыщения поверхностей изделий металлами и металлоидами, был Георгий Николаевич Дубинин. В его работе [19] по насыщению сплавов металлами были изложены основы, а затем в работе [7] и детальная классификация методов диффузионного насыщения, основанная на физико-химической характеристике насыщающей среды (активной фазы).
По данным Г.Н. Дубинина [7] методы можно классифицировать следующим образом: 1) твердый метод (насыщение из твердой фазы); 2) парофазовый метод (насыщение из паровой фазы); 3) газовый метод (насыщение из газовой фазы); 4) жидкий метод (насыщение из жидкой фазы).
В рамках каждого из перечисленных выше методов существует множество способов насыщения. Автор работы [7] делит все методы, кроме жидкого, на контактный и неконтактный. Контактный метод, в отличие от неконтактного, характеризуется тем, что в процессе насыщения изделие контактирует с насыщающей средой либо находится в непосредственной близости от нее (при парофазовом методе испарение металла происходит в реакционном пространстве). В случае же с неконтактным способом источник насыщения (как правило газовая среда) удален от изделия. Далее способы насыщения разделяются автором по ряду других особенностей (технические приемы осуществления, способы подачи энергии, среда и т.д.).
Позже в работе [23] указанная выше классификация была расширена и дополнена. Авторы этой работы систематизировали и некоторые другие методы получения композиций "металл - покрытие". За основу ими были взяты физико-химические характеристики процессов, происходящих при образовании покрытий.
При твердофазном методе легирования марганцем осуществляется контакт кусочков марганца (или порошка марганца) с изделием. В этом случае марганец передается путем прямого переноса вещества. Но роль прямого переноса при этом чрезвычайно мала, поэтому легирование марганцем «твердым» методом осуществляется в основном через паровую фазу, возникающую при испарении марганца. Метод характеризуется значительной продолжительностью (более 6-й часов) из-за малой упругости паров и высокой температурой (1200 - 1300С). Это ухудшает качество покрытия, особенно при легировании марганцем контактным способом нетугоплавких сплавов (на основе железа).
Вакуумный способ, особенно неконтактный, позволяет получить более качественные покрытия. Вакуум предотвращает окисление и способствует понижению температуры испарения марганца. Основные недостатки заклю чаются в необходимости использования специальной аппаратуры и в сложности обработки полых деталей.
Газовое насыщение марганцем осуществляется в результате взаимодействия металла изделия с газовой средой одного из галогенидов марганца при температурах выше 950 С: МпСІ2 4Н20, MnCi2, MnCI3, MnF, Mnl2 и MnBr2. Основной реакцией процесса газового насыщения марганцем является реакция галогенида марганца с поверхностью металла изделия.
Насыщение марганцем данным методом проводится контактным и неконтактным способами. Более качественным и технологичным является контактный способ. Толщина слоя здесь меньше, чем при неконтактном способе, но больше, чем при насыщении из паровой или жидкой фазы, так как насыщение в этом случае протекает более активно. Это обусловлено тем, что упругость паров галогенных соединений марганца намного выше, чем паров металлического марганца.
Недостатком контактного способа является затруднение в получении равномерного слоя при насыщении марганцем изделий с большим соотношением длины к диаметру. Неконтактный (а иногда и контактный) способ позволяет управлять процессом диффузионного насыщения, что является важным преимуществом газового метода. Более производительным считается неконтактный способ, так как изделие нагревается и охлаждается быстрее из-за отсутствия марганцирующей смеси с низкой теплопроводностью, используемой при других методах. Глубина слоя при этом способе тоже оказывается выше, так как атомы марганца, образующиеся в газовой среде в результате химической реакции, отличаются повышенной активностью по сравнению с другими методами насыщения марганцем.
Оборудование и методика изучения структуры и свойств
Для контроля и исследования микроструктуры из образцов вырезались темплеты в направлении, вдоль диффузионного потока. При исследовании микроструктуры тонких диффузионных слоев приготавливали микрошлифы с косым срезом под углом 15 и 10 к поверхности образца. Наблюдаемая толщина диффузионного слоя при этом увеличивается соответственно в 6 и 10 раз. Приготовление микрошлифов осуществляли согласно [73, 94]. Для предотвращения завалов и скалывания кромок микрошлифы заливались эпоксидной смолой марки ЭДП ТУ 07510508.90-94, который характеризуется малой усадкой, достаточной твердостью и хорошей сцепляемостью с металлом, что необходимо для сохранения кромок шлифа с диффузионным покрытием. Исследования выполнялись на нетравленых и травленых микрошлифах.
Для выявления структуры основного материала травление микрошлифов осуществляли в соответствии с ГОСТом 701-68 5%-ным раствором азотной кислоты в этиловом спирте. Микроструктурный анализ и фотографирование проводилось на оптических металлографических микроскопах UNI-VAR фирмы "REICHERT" (Австрия) и NEOPHOT-21 фирмы "CARL CEIS YENA" (ГДР) при увеличениях в диапазоне 25-1000.
Значение микротвердости определяли на приборе ПМТ-3 по ГОСТ 9450-76 при нагрузке 0,196-0,981Н. По величине микротвердости косвенно можно судить о наличии и распределении отдельных фаз и структурных составляющих. На показания микротвердости могут оказывать существенное влияние небольшие неметаллические включения и микропоры, поэтому значение микротвердости определялось как среднее арифметическое 5-15 замеров.
Толщину диффузионного слоя измеряли на травленых шлифах, полученных в направлении диффузионного потока, а также на косых микрошлифах с поправкой на угол среза.
Для изучения субструктуры в порошковых образцах использовался электронный микроскоп ЭМВ-100ЛМ. Исследования проводили с применением угольных реплик и металлических фолы. Одноступенчатые угольные реплики [74, 95] получали напылением на травленый микрошлиф с помощью вакуумного универсального поста ВУП-4 (рабочий вакуум 10"3 Па). Для отдельных реплик использовали электролит -5%-ный раствор H2SO4 в этиловом спирте. Напряжение при этом составляло 12 В, сила тока - 100 мА. Диапазон увеличения составлял 1000-20000 при ускоряющем напряжении 75 кВ.
Фольгу получали путем препарирования массивных образцов с выбором наиболее характерных мест для процесса диффузионного насыщения марганцем. На электроискровом станке вырезали пластины, которые шлифовались до 0,07... 0,04 мм. В дальнейшем производили утонение фольг методом электрохимического полирования в растворе ледяной уксусной и хлорной кислоты в соотношении 50:50. Для изучения фольг применялся просвечивающийся электронный микроскоп фирмы JEOL (Япония). Разрешающая способность 0,2-1,0 нм, остаточное давление 10 -10"7 Па, ускоряющее напряжение 1000-3500 кВ [95].
Рентгенофазовый анализ образцов проводился на рентгеновском ди-фрактометре общего назначения ДРОН-2,0 в соответствии с методикой, описанной в [113]. Рентгеновская дифракционная картина однофазного вещества характеризуется строго определенным спектром межплоскостных расстояний d и соответствующих им интенсивностей J. Если в освещаемом рентгеновскими лучами объеме вещества содержится т фаз, каждая из которых рассеивает излучение независимо, то дифракционная картина будет складывается из т спектров компонент;
где Cj - некоторая постоянная при заданных условиях эксперимента, j - индекс фазы, / - индекс дифракционной линии фазы. При проведении качественного анализа У,- представляет собой отношение интенсивности /-го дифракционного максимума к интенсивности самой сильной линии для данного вещества. Интенсивность самой сильной линии (Ji) принимается обычно за 100.
Качественный фазовый анализ состоит в разложении экспериментально определенного спектра образца на спектры фаз компонент:
Для поиска фаз компонент используется способ сопоставления априорно известных спектров фаз-эталонов и экспериментального спектра образца, причем критерием присутствия фазы в образце будет совпадение всех линий эталона, с учетом их интенсивностей, с линиями образца, а критерием отсутствия фазы-эталона в образце является отсутствие в спектре образца двух дифракционных линий эталона из числа сильных линий.
Для обеспечения чувствительности к возможным кремниисодержащим фазам в системе Fe - Si - С использовали излучение железного антикатода рентгеновской трубки БСВ-24 (FeKa), фильтрованное марганцем. Режим работы трубки: напряжение 30 кВ, сила тока 8 мА. С целью уменьшения горизонтальной и вертикальной расходимости рентгеновских лучей использовали щели коллиматора (I мм) и щели Соллера (1 мм). Съемку дифрактограмм производили со скоростью 1 град/мин - для целей фазового анализа и 0,25 град/мин - для измерения параметров элементарной ячейки фаз. Расшифровка дифрактограмм и идентификация фаз проводилась в соответствии с методикой [79] с использованием соответствующих справочных данных [81].
В качестве банка эталонов дифракционных спектров использовалась картотека в форме, принятой американским комитетом стандартизации порошковых дифракционных данных JCPDS.
Помимо качественного анализа силицированного слоя проводилось и количественное определение содержания кремния в слое. Концентрацию кремния определяли по изменению параметра кристаллической решетки твердого раствора кремния в железе [13, 24, 118]. Параметр кристаллической решетки рассчитывали по дифракционному максимуму (211) с точностью до 0,003 А.
Особенности процессов структуро образования при диффузионном насыщении марганцем порошковых сталей
Авторы работ [18, 32, 103] установили, что содержание углерода в заготовке оказывает значительное влияние на диффузию марганца в сталь, и существенно влияет на структурообразование диффузионного слоя. В связи с этим изучение особенностей процесса диффузионного насыщения углеродистых порошковых сталей представляет большой интерес, как для исследований так и для практического применения.
При ДНМ железоуглеродистых материалов, в основном, образуется четыре различающиеся по фазовому составу и свойствам зоны, которые в зависимости от схемы проведения процесса могут объединяться и не иметь четких границ: внешняя плотная зона карбидов марганца; промежуточная феррито-перлитная зона с включениями отдельных карбидов; обезуглеро-женная внутренняя зона, состоящая преимущественно из феррита; и феррито-перлитная зона сердцевины. Данную структуру диффузионных зон можно объяснить особенностями встречной диффузии марганца и углерода.
Появление на поверхности карбидной фазы связано со взаимной диффузией углерода (из сердцевины образца) и марганца (из расплава), чему способствует их большое химическое сродство. В процессе обогащения ау-стенита в поверхностном слое стали атомами марганца происходило расширение у - области. Однако прежде, чем произойдет данное превращение, происходит процесс, связанный с возникновением карбидной фазы, состоящей из МпзС, МпуСз, МпгзСб, которая образуется из-за повышения в отдельных объемах аустенита концентраций углерода и марганца, соответствующих составу карбидной фазы [109]. Образовавшийся карбидный слой препятствует выходу углерода к поверхности, а на месте растворяющегося марганца образуются сложные карбиды (Mn,Fe)3C и (Мп,Ре)2зСб, имеющие микротвердость 5620-11150 МПа. Вокруг карбида образуется зона, обогащенная углеродом и представляющая собой раствор марганца в железе с повышенной концентрацией углерода и высокой микротвердостью 3450-5150 МПа. Данная зона является поставщиком углерода и марганца для образования новых участков карбидной фазы. При этом марганец диффундирует через карбидный слой, который замедляет скорость процесса, из-за этого количество атомов марганца, поступающего в зоны сердцевины, значительно уменьшается.
По мере удаления от поверхностного слоя концентрация марганца и углерода уменьшается, а это приводит к изменению структуры соответствующих зон. При диффузии углерода к поверхности из сердцевинных областей, образуется зона, имеющая ферритную структуру, обедненная углеродом. За ней находятся области материала не изменяющие своей структуры.
При выдержке образца в процессе насыщения в течение 45 - 60 мин. происходит выравнивание концентрации углерода и марганца, однако, полной растворимости твердого раствора не происходит. Поэтому в поверхности насыщаемого материала может наблюдается весь спектр структур, что можно наблюдать на (рис. 3.4). Процесс частичной гомогенизации объясняется присутствием образовавшейся в начальный момент карбидной фазы, состоящей из Мп3С и Мп7Сз. Данные карбиды довольно устойчивы и хорошо растворяются в железе [ИЗ]. В результате взаимодействия образуются карбиды (Mn5Fe)3C, имеющие хорошую растворимость в аустените. Фазовый состав при этом практически не изменяется. В дальнейшем происходит перестройка карбида (Mn,Fe)3C в гексагональный (Mn,Fe)?C3. Поскольку растворимость железа в гексагональном карбиде намного выше, чем в орто-ромбическом, образующийся карбид обогащается железом и после насыщения происходит растворение марганца в железной матрице.
На рис.3.4 представлена микроструктура диффузионного слоя, полученного на порошковой стали, содержащей 152 мае. % углерода, время насыщения т =45 мин. Выявление диффузионного слоя осуществляли травлением 4%-ным раствором азотной кислоты.
В процессе охлаждения образца после ДНМ в диффузионный слой материала подвергается структурным изменениям. В слое, идущему после карбидного, легированный аустенит претерпевает мартенситное превращение. Далее располагается зона обедненная углеродом и марганцем, которая в процессе охлаждения претерпевает эвтектоидные превращения с образованием соответствующих структур. Ниже этой зоны наблюдается обезугле-роженный слой, за которым следует структура сердцевины материала.
Коррозионная стойкость горячедеформированных порошковых материалов после диффузионного насыщения марганцем
Исследования проводили на образцах, изготовленных из порошковой стали с содержанием углерода 1,2% масс. Для обеспечения сравнительной оценки часть образцов ДНМ не подвергалась. Изучалась коррозионная стойкость образцов, полученных по следующим технологическим схемам: СХП+ЭХО+ДНМ; СХП+ЭХО+ДНМ+ГШ; СХП+ГШ+ЭХО+ДНМ. Кроме того, в качестве эталона использовали компактную ПОПЗл. На рис. 4.9. -4.11. представлены результаты коррозионных испытаний железных образцов в кислотных и щелочных растворах.
Анализ экспериментальных данных, представленных на рис. 4.9 -4.11, показывает, что самой малой коррозионной стойкостью из образцов, подвергшихся диффузионному насыщению марганцем, обладают образцы изготовленные по следующей технологической схеме СХП+ЭХО+ДНМ. Это можно объяснить тем, что диффузионный слой, образующийся на поверхности образца в процессе насыщения, полностью не заполняет поверхностно открытые поры, часть из них остается открытой, что является очагами коррозии. При попадании в них агрессивной среды начинает развиваться меж-кристаллитная коррозия, которая в дальнейшем приводит к разрушению образца.
Наилучшие значения коррозионной стойкости в растворах щелочи и азотной кислоты, были получены на образцах, изготовленных по технологии СХП+ГШ+ЭХО+ДНМ. В этом случае потеря массы была минимальна и незначительно отличалась от стали ПОПЗл.
Образцы, полученные по схеме СХП+ГШ+ЭХО+ДНМ, при испытании на коррозионную стойкость показали лучшие результаты по сравнению с образцами, изготовленными по технологии СХП+ЭХО+ДНМ+ГШ. Это можно объяснить тем, что в процессе ГШ поверхность образца покрывается оксидной пленкой, которая в результате деформирования растрескивается. Оксидная пленка, за счет более высокой твердости, во время процесса внедряется в диффузионный слой и являются дополнительными анодными участками, способствующими возникновению точечной коррозии. Кроме этого образцы, изготовленные по технологии СХП+ЭХО+ДНМ+ГШ, обладают большей поверхностной площадью по сравнению с СХП+ГШ+ЭХО+ДНМ вследствие наличия тупиковых пор, которые способствующих усилению коррозионного процесса. При проведении ДНМ после ГШ происходит залечивание оставшихся поверхностных тупиковых пор, что приводит к повышению коррозионной стойкости материала даже при меньших абсолютных величинах диффузионного слоя.
Известно из литературы [121, 142, 151], что в большинстве случаев причиной выхода из строя машин и механизмов является износ трущихся сопряжений. В процессе износа происходит разрушение поверхностного слоя как компактных, так и порошковых материалов. При использовании метода диффузионного насыщения марганцем представляется возможность создания на поверхности порошковых сталей слоя, состоящего из карбидов марганца, твердость и износостойкость которых значительно выше основного материала.
Исследование износостойкости производилось в режиме сухого трения скольжения по схеме «вал - колодка». Скорость скольжения составляла 0,68 м/с. Порошковые материалы полученные ДНМ с различным химическим составом основы (порошковое железо, порошковые стали с содержанием углерода 0,8%, 1,0%, 1,2%) получали по следующим технологическим схемам: СХП+ЭХО+ДНМ+ТО; СХП+ЭХО+ДНМ+ГШ+ТО; СХП+ГШ+ЭХО+ +ДНМ+ТО). ДНМ осуществлялось по оптимальному режиму насыщения (см.пункт 3.5), термическая обработка заключалась в закалке с 850С в масло и отпуске при 180 С в течение 1 ч.
Результаты исследования износостойкости в зависимости от контактного давления в зоне трения представлены на рис. 4.12. Их анализ показывает, что зависимость износостойкости от удельной нагрузки носит экспоненциальный характер. При этом износостойкость различных материалов полученных насыщением марганцем, значительно отличается друг от друга.
Сравнение износостойкости ПМ подвергнутых и не подвергнутых ДНМ (рис. 4.12, кривая 7, 8) свидетельствует о том, что насыщение по схеме СХП+ГШ+ЭХО+ДНМ+ТО повышает износостойкость в 2,5...4,3 раза.
