Különböző acélminőségek plazmanitridálása

MISKOLCI EGYETEM ANYAGSZERKEZETTANI ÉS ANYAGTECHNOLÓGIAI INTÉZET

Különböző acélminőségek plazmanitridálása Plazmanitridálás hőmérsékletének hatása különböző acélminőségek esetében Kutatási részjelentés Kidolgozta:

Kuzsella László1 –Frigyik Gábor1 – Kocsisné Baán Mária1 Szilágyiné Biró Andrea2 – Kerekes Gábor3 Kozsla Ádám4 – Horváth Miklós4 – Nagy Dóra4 1

egyetemi docens, 2egyetemi tanársegéd 3mérnöktanár, 4BSc hallgató

Készült:

a TÁMOP-4.2.2.A-11/1/KONV-2012-0029 Járműipari anyagfejlesztések projekt keretében

A projekt szakmai vezetője:

Dr. Tisza Miklós egyetemi tanár, tanszékvezető

Miskolc 2014

MISKOLCI EGYETEM ANYAGSZERKEZETTANI ÉS ANYAGTECHNOLÓGIAI INTÉZET

Különböző acélminőségek plazmanitridálása Plazmanitridálás hőmérsékletének hatása két anyagminőség esetében Kutatási részjelentés Kidolgozta: Kuzsella László Frigyik Gábor Kocsiné Baán Mária Szilágyiné Biró Andrea Kerekes Gábor Kozsla Ádám Horváth Miklós Nagy Dóra

egyetemi docens egyetemi docens egyetemi docens tanársegéd mérnöktanár BSc hallgató BSc hallgató BSc hallgató

Készült:

a TÁMOP-4.2.2.A-11/1/KONV-2012-0029 Járműipari anyagfejlesztések projekt 2.1. K+F téma keretében K+F témavezető:

Kuzsella László egyetemi docens

Miskolc 2014 2

Tartalom Bevezetés - Célkitűzések ............................................................................................................ 5 1.

A nitridálás technológiája a hőkezelési eljárások körében ................................................. 5 1.1. A hőkezelésről általában ............................................................................................ 5 1.1.1. A hőkezelés definíciója és osztályozása ........................................................ 5 1.1.2. Termokémia kezelések................................................................................... 6 1.2. A nitridálás technológiája .......................................................................................... 7 1.2.1. Nitridált kéreg szerkezete .............................................................................. 8 1.2.2. Nitridált kéreg kialakulásának mechanizmusa............................................... 9 1.2.3. A nitridált kéreg jellemző tulajdonságai ...................................................... 10 1.2.4. Az acél ötvözőinek hatása a nitridált rétegre ............................................... 11

2.

Nitridáló eljárások ............................................................................................................. 15 2.1. Gáznitridálás ............................................................................................................ 15 2.2. Folyékony közegű (sófürdős) nitridálás .................................................................. 16 2.3. Pornitridálás ............................................................................................................. 17 2.4. Plazma (ion) nitridálás ............................................................................................. 17

3.

Plazmanitridálási előkísérletek a Plasmaterm SA telephelyén ......................................... 20 3.1.1. Anyagválasztás ............................................................................................ 20 3.1.2. Előzetes hőkezelés ....................................................................................... 21 3.1.3. Nitridálási paraméterek ................................................................................ 21 3.1.4. Próbadarabok mikrokeménység értékei nitridálás után ............................... 21

4. Intézetünk műhelycsarnokába telepített plazmanitridáló berendezéssel végzett kísérletek .................................................................................................................................. 25 4.1. A vizsgált anyagminőségek ..................................................................................... 25 4.1.1. A vizsgált melegalakító szerszámacél ......................................................... 25 4.1.2. A vizsgált gyorsacél: .................................................................................... 26 4.2. Nitridálás előtti hőkezelés ........................................................................................ 27 4.3. Kísérleti paraméterek ............................................................................................... 30 4.4. A munkadarabok előkészítése ................................................................................. 31 4.5. Tapasztalatok, mérési eredmények .......................................................................... 32 4.5.1. 480°C –on nitridálva .................................................................................... 32 4.5.2. 580°C-on nitridálva...................................................................................... 36 4.5.3. A két hőmérséklet összehasonlítása ............................................................. 39 3

5.

Hasonló körülmények között gáz és plazmanitridált próbatestek összehasonlítása ......... 40 5.1. A kísérletek leírása................................................................................................... 40 5.2. Eredmények ............................................................................................................. 41 5.2.1. Gáznitridálás ................................................................................................ 42 5.2.2. Plazmanitridálás ........................................................................................... 48 5.3. A kísérletek eredményeinek összefoglalása ............................................................ 52 5.4. A gáz és plazmanitridálás összehasonlítása ............................................................. 53

6.

Köszönetnyilvánítás .......................................................................................................... 53

7.

Irodalomjegyzék ................................................................................................................ 54

4

Bevezetés - Célkitűzések A mindennapi élet során az acélból készült gépalkatrészek és szerszámok működése során ható igénybevételek olyan követelményeket támasztanak az acéllal szemben,, hogy dinamikus igénybevétel elviselésére alkalmas legyen, miközben felülete kemény és kopásálló.. Ezeknek az igényeknek úgy lehet eleget tenni, ha a szerszámok, illetve alkatrészek felületi rétegében hőkezeléssel megváltoztatjuk az anyag kémiai összetételét és fémtani állapotát úgy, hogy a gépalkatrész belső magja szívós maradjon, felületén pedig kemény és kopásnak ellenálló réteg alakuljon ki. Ezen célok elérésére a legszélesebb körben alkalmazott módszerek a termokémiai kezelések. A hagyományosan alkalmazott termokémiai eljárások, mint például a betétedzés, gáznitridálás mellett egyre inkább teret hódít a világszerte egyre dinamikusabban terjedő plazmanitridálás, mely fokozottabb elterjedését mindenekelőtt az energia-megtakarítás és a környezetvédelem szempontjai indokolják, továbbá, hogy a felületi réteg kialakulása a technológiai paraméterek szabályozásával nagyon precízen befolyásolható, nemcsak a rétegmélység, hanem a réteg szerkezetének kialakítása, szabályozása vonatkozásában is. A 2. „Hő-és Felületkezelés” Tudományos Műhelyben a 2.1. Innováció és technológia transzfer a termokémiai felületmódosító eljárások területén c. K+F témán belül gáznitridálással, azon belül is az ún. Floe eljárással ill. plazmanitridálással foglalkoztunk az elmúlt időszakban. A vizsgálatok három téma körül csoportosultak. 

Plazmanitridálási előkísérleteket végeztünk Marosvásárhelyen a Plasmaterm SA telephelyén összesen négyféle anyagminőségen.



Plaznmanitridálás technológiai paramétereinek vizsgálata érdekében több plazmanitridálási kísérletet végeztünk az Intézetünk műhelycsarnokába telepített plazmanitridáló berendezéssel. Célunk volt a technológia elsajátítása, biztonságos üzemeltetése, a gyakorlati problémák felfedése és megismerése.



Közel azonos rétegvastagságot eredményező gáz és plazmanitridálási eljárásokat hasonlítottunk össze.

A vizsgálatok során három szakdolgozat született a K+F munkájához kapcsolódva.

1. A nitridálás technológiája a hőkezelési eljárások körében 1.1. A hőkezelésről általában 1.1.1.

A hőkezelés definíciója és osztályozása

Hőkezelés alkalmazásánál a vas-és fémötvözetekből készült munkadarab fizikai és mechanikai tulajdonságait, élettartamát befolyásolhatjuk szándékos hőhatás és egyes eljárásoknál a cél eléréséhez használt egyéb, kémiai, mechanikai és fizikai hatások útján, döntően a szövetszerkezet módosítása révén. Minden hőkezelő eljárás a hőmérsékletváltozás menetét leíró hőmérséklet-idő (T-t) diagrammal jellemezhető, amely hőmérséklet-idő ciklus felhevítésből, hőntartásból és lehűtésből áll. Egyes eljárásokat egy vagy több ciklus alkotja. A hőkezelés csoportosítása többféle szempont szerint történhet. Kiterjedés szerint megkülönböztetünk teljes keresztmetszetre kiterjedő és felületi hőkezelést. Ha a szerkezetváltozás hő segítségével történik termikus, ha hőközlés közben a munkadarab képlékeny alakváltozást szenved termomechanikus, ha a hőközlés közben kémiai összetétel 5

változás történik termokémiai kezelésről beszélünk. Az alkalmazás célja szerinti csoportosítás esetén izzításokat, keménység illetve szilárdságnövelő és szívósságfokozó hőkezeléseket különböztethetünk meg. Ezen csoportosításon belül a nitridálás a felületi és termokémia kezelések alcsoportjába sorolható be. 1.1.2.

Termokémia kezelések

Az acél termokémiai kezelése során a munkadarab felületi rétegében megváltoztatjuk valamilyen fémes vagy nem fémes elemmel a kémiai összetételt. A kéreg mechanikai, hő-és vegyi hatásokkal szembeni ellenállása ebből kifolyólag javítható. A munkadarab felületi összetételét megváltoztató közeg halmazállapota lehet szilárd, folyékony vagy gáznemű. A kezelés során a közeg és a munkadarab felülete között nagy ötvözőtartalom különbség hatására a felületen adszorbeálódott ötvöző elemekből kialakul egy ötvöző elemekben dús fázis, majd megindul a diffúzió a mag irányába. Diffúzió során az ötvöző elemek koncentrációjának az eloszlását láthatjuk az 1. ábrán. A termokémiai kezeléseknél a folyamatot a diffúzió irányítja. A diffúzió feltételei javulnak a hőmérséklet növelésével, ugyanakkor, a folyamatot korlátozza a felület oxidációja, másrészt romlik a korábbi hőkezeléssel elért tulajdonság. A kialakuló rétegvastagság növekedését az alábbi Fick egyenlet alapján számíthatjuk ki. Kéregmélység = k·(t)1/2

(1)

A képletben szereplő k tényező foglalja magába a hőmérséklet hatását és milyen elem milyen ötvözetben diffundál, a t időtényezőt órában számítjuk.

1. ábra. Termokémiai diffúziós kezelések során az „A” kémiai elem koncentrációjának eloszlása a mag irányába Termokémiai kezeléseket megkülönböztetjük aszerint, hogy milyen ötvöző elemmel dúsítjuk a kérget. A kéreg dúsítása történhet fémes elemekkel pl.: króm (kromálás), alumínium (alitálás), nem fémes elemekkel pl.: karbon (cementálás), nitrogén (nitridálás), bór (boridálás) és több elemmel pl.: nitrocementálás, karbonitridálás. Ezek közül széleskörű ipari 6

alkalmazást mutat az acélok felületkezelésére alkalmazott cementálás és nitridálás. A megnevezett termokémiai kezelések közül, nitridálással, cementálással és boridálással érhető el a kéreg szilárdságának, keménységének növelése. Az acél cementálása alatt az acél felületének karbonnal való telítését értjük. Betétedzés technológiájáról beszélünk, ha a darabot cementálás után eddzük. Így a betétedzés szemben a nitridálással, kétlépéses hőkezelési folyamat. Az eljárást az acél termokémiai kezelési módszere szerint a gépgyártástechnológiában legszélesebb körben alkalmazzák a nagy felületi keménység, kopásellenállóság és a nagy szilárdságú kéreggel rendelkező alkatrészek előállításánál. Nitridálás alatt az acél nitrogénnel való felületi telítésének a folyamatát értjük, ha ezzel egyidejűleg karbon is diffundál, akkor karbonitridálásról beszélünk. A nitrogén az acél egyes ötvözőivel kemény nitrid vegyületeket alkot. A létrejövő kérget a nitridek, karbidok és karbonitridek keménnyé teszik, ami akár az 1100 HV keménységi értéket is elérhetik. A felületi keménység javulásával a darab felületi kopásállósága, kifáradással szembeni ellenállása jelentősen növekszik. Ez a két folyamat, az acél cementálásával összehasonlítva, a termokémiai diffúziós kezelésének sokkal újabb módszere. A technológiát részletesebben a következő pontokban fogom bemutatni.

1.2. A nitridálás technológiája A termokémia kezelések között a nitridálás az egyik legfontosabb és nagyiparilag is széles körben alkalmazott technológia. A legfontosabb okok a nitridálás alkalmazására: A kopásállóság növelése; Nagy felületi keménység; A kialakult réteg magasabb hőmérsékleten való stabilitása; Fáradással szembeni ellenállás és a korrózió ellenállás növelése. A hőkezelés során nem megy végbe      átalakulása, mivel a maximális hőmérséklet kisebb, mint az Ac1 hőmérséklet. Ezért a kezelt alkatrésznél térfogatváltozásból eredő torzulásra csak minimálisan kell számítani. Nitridálás során az acélból készült ferrites állapotú munkadarab felületi rétegébe nitrogént juttatunk olyan mélységig, amelyet a nitrogén diffúziója és az ötvöző elemeknek (pl.:Al,Cr,Mo) a reakciói határoznak meg. Nitridáláskor az acélban lévő kisebb karbontartalom is befolyásolja a nitrogén diffúziójának a sebességét. Ennek az oka az, hogy a karbon „atomátmérője” kb. 62%-a vas atomátmérőjének, ezért a vas rácsában a diffúziós keresztmetszetet lecsökkenti és így akadályozza a nitrogén atomok diffundálását. A karbontartalom növekedésével a nitrogén diffúziója tovább romlik. 12 órás kezelési időtartam esetén pl. 0,06% karbontartalmú acélon 0,7 mm vastag kéreg keletkezik. Ha az acél karbontartalma 0,54%, ugyanennyi idő alatt csak 0,4 mm-es kéreg, míg ha a karbontartalom 1,14% a kéregmélység csak 0,2 mm. Az acélban különböző szennyezők (pl.: foszfor és kén) is találhatók, amelyek csak jelentéktelen mértékben befolyásolják a nitrogén diffúzióját. A diffúziós folyamatok közben számos felületi és felszín alatti reakció játszódik le. Ide tartoznak az acél felülete és a nitridáló közeg közötti, olyan folyamatok, amely reakcióképes nitrogén atomokat hoz létre. Ezen aktív nitrogén atomoknak a diffúziója megindul a mag irányába, ahol a nitrogén az ötvözőelemekkel finom nitrid kiválásokat hoz létre, amely kemény és kopásálló kérget eredményez. Az acél a nitrogént mindig gáz fázisból veszi fel, attól 7

független, hogy milyen a nitrogént leadó közeg halmazállapota. A nitrogént a munkadarab felületi rétegébe különböző technológiai változatok segítségével tudjuk bejuttatni. Eszerint beszélhetünk gáznitridálásról, folyadék közegű, azaz sófürdős nitridálásról és plazmanitridálásról. 1.2.1.

Nitridált kéreg szerkezete

Nitridálás hatására a felületi rétegben megjelenő fázisok koncentráció határértékeit és ehhez tartozó hőmérséklet tartományait a 2. ábrán látható vas-nitrogén kétalkotós állapotábra mutatja.

2. ábra. Vas-nitrogén rendszer egyensúlyi fázisai Kis nitrogéntartalomnál α-fázis vagy úgynevezett nitroferrit keletkezik, amely a nitrogén térközepes kockarácsú szilárd oldata az α-vasban. A nitrogén atomok a rács oktaéderes hézagait foglalják el. Nitrogénoldó képessége (0,115%) legnagyobb 590°C-os hőmérsékleten. Szobahőmérsékletre hűtve az oldhatósága 0,004%-ra csökken. A fázis ferromágneses. A γ-fázis vagy úgynevezett nitroausztenit, lapközepes kockarácsú szilárd oldat, amelyben a nitrogén atomok a γ-vas oktaéderes hézagait foglalják el. A γ-vas maximális nitrogénoldó képessége 2,8% 650°C-on. Ha a γ-fázist lassan hűtjük, akkor perlitre emlékeztető eutektoid keletkezik, amely α+γ’ fázisokból áll amit braunitnak nevezünk. Gyors hűtéskor nitrogénben túltelített, tetragonális térközepes rácsú, nagy keménységű fázis keletkezik, amelyet nitromartenzitnek nevezünk. A γ’-fázis Fe4N összetételű rendezett rácsú szilárd oldat, 590°C-on 5,3-5,75% nitrogén tartalom között homogén. A felületen középpontos rács sarokpontjain és lapközéppontjain vas atomok, a térközéppontban nitrogén atomok vannak. Stabilitása 670°C-ig terjed ettől nagyobb hőmérsékleten ε fázissá alakul. Ferromágneses fázis. Az ε-fázis Fe2-3N összetételű rendezett rácsú szilárd oldat, amelynek nitrogén tartalma széles határok között 4,55-11% között változhat. A legsűrűbb térkitöltésű hexagonális rácsban a nitrogén atomok az oktaéderes hézagokat foglalják el. Hűtés során 650°C-on eutektoidos reakció során γ+γ’ fázisokra bomlik. 8

A -fázis rombos rácsszerkezetű Fe2N összetételű fázis, mely csak szűk (11,07-11,18%) nitrogén koncentráció közben és kb. 500°C alatti hőmérsékleten stabil. 1.2.2.

Nitridált kéreg kialakulásának mechanizmusa

Az Ac1 hőmérséklet alá hevített lágyított, ill. normalizált állapotú acél szövetszerkezete ferrit+perlit, a nemesítetté pedig szferoidit. A kiindulási állapotában a nitridálandó acélt α-vas szilárd oldat és karbid fázisok alkotják. Ezért a kéreg kialakulásának mechanizmusát a Fe-N állapotábra alapján értelmezhetjük. Kezdetben a végtelenül kicsi felületi rétegben kialakul egy nitrogén tartalmú, de nitrogénre nézve telítetlen  szilárd oldat. Az így kialakuló nitrogén koncentráció hatására megindul a nitrogén diffúziója a munkadarab belseje felé. A folyamatos nitrogén felvétel hatására az α szilárd oldat koncentrációja eléri a telítettség határát. Az α-fázis további nitrogén felvétel hatására túltelítetté válik, ennek hatására γ’-fázis válik ki. A γ’-fázis keletkezése csíraképződéssel kezdődik. A   csírák a termodinamikai szempontból is kedvezőbb helyeken, szemcsehatárokon, mozaikblokk-határon, diszlokációk mentén jelenik meg. Az első   csírák leggyakrabban a felületig terjedő  -fázis határokon keletkeznek. A   -fázis csírái csak a telített  szilárd oldatban tudnak növekedni. Ha a felületi réteg túltelítetté válik, akkor a   -fázis itt összefüggő kérget alkot, amelynek vastagsága az időben növekszik. A   -fázisú kéreg kialakulása a koncentráció ugrásszerű változását eredményezi. A   rétegben sem egyforma a koncentráció. A koncentráció különbség hatására a felülettől a munkadarab belseje felé folytatódik a nitrogén diffúziója. A   -fázisban végbemenő nitrogén diffúzió eredményeként a   -  fázishatáron az  szilárd oldat telítettsége megmarad, ami biztosítja a   -fázis növekedését. Amikor a felületi nitrogéntartalom eléri a   telítettségi határát, megjelennek az  -fázis csírái. Az  -fázis nitrogén tartalma széles határok között változhat. Az  -   fázishatáron itt is ugrásszerű koncentrációváltozás van. A folyamatot a 3. ábra. szemlélteti.

3. ábra. A nitridált réteg kialakulásának folyamata Az 500°C-Ac1 hőmérsékleten való nitridálásnál -fázis nem keletkezik. A nitridálás hőmérsékletén (T
egyes fázisok nitrogénoldó képessége csökken, ezért kétfázisú rétegek alakulnak ki a kéregben, így szobahőmérsékletre hűlve a kéreg  +   -   -  N +   -  fázisokból áll. Ötvözött acélok esetén gyakran az ε-fázis is két rétegre bomlik fel. A külső réteg nagyobb nitrogén tartalmú (Fe,Me)2(NC) míg a belső réteg (Fe,Me)3(NC), ez utóbbiban sok a betöltetlen nitrogén hely van, melyekre a nitrogén diffúzió fokozatosan szállítja a nitrogén atomokat. Így elérve a telített állapotnak megfelelő (Fe,Me)2(NC) képlet szerinti összetételét. Az ε-fázis két rétege közötti nitrogénkoncentráció ugrás akár a 2%-ot is elérheti. 1.2.3.

A nitridált kéreg jellemző tulajdonságai

A nitridálással kialakított kéreg két jól megkülönböztető részből áll: a felületig terjedő vegyületi zónából (white layer, compound) ami, a mikroszkópos vizsgálatoknál fehérnek látszik és az alatta lévő diffúziós zónákból áll, amelyet a 4. ábrán megfigyelhetünk.

4. ábra. Nitridált réteg struktúrájának: (a) sematikus vázlata[7]; (b) optikai mikroszkópos szerkezete A vegyületi zóna legjellemzőbb tulajdonsága a kopásállóság és a keménység. A vegyületi zóna összetételét meghatározza az acél összetétele és ennek a karbontartalma. A vegyületi zóna vastagsága az idő, a hőmérséklet, és az alapanyag valamint a gáz összetételének függvénye. Ez a réteg nagyon vékony (0,010-0,025mm) ezért a felületi keménység értékek nagyban függnek a terhelőerőtől. Ezt a keménységet általában a nitridált alkatrész felületén különböző terheléssel mért Vickers keménység jellemzi. A legkülső réteg ε+γ’ fázisokból áll. Az ε nitrid fázisra nagy hatással van a karbontartalom és elősegíti annak képződését. Nem minden esetben kívánatos réteg. Az ε-fázisnak nagy a hajlama a porozitásra, ami a keménységet és kopásállóságot egyaránt csökkenti. Ezenfelül használat közben az alkatrészeken mikrorepedések keletkezhetnek a fázisok különböző hőtágulási tényezői miatt. A felületet nagy részben γ’-fázis alkotja, ami jó kopási tulajdonságokkal rendelkezik, de az ütőszilárdsága kicsi. Ugyanakkor az ε-fázis jelenlétének köszönhetően nő az ütésállóság értéke.

10

5. ábra. A vegyületi réteg szerkezete A diffúziós zóna α szilárd oldatból és az ötvöző elemek nitridjeiből áll. Ezért a tulajdonságai függnek a nitrid minőségétől és mennyiségétől, méretétől, alakjától és eloszlásától. A diffúziós zóna tulajdonságainak megváltoztatására többféle lehetőségünk is adódik. Mint például a nitridálási hőmérséklet és nitridálási idő megváltoztatása. A diffúziós zóna egyes fázisai között az ötvöző elemek egyenlőtlenül helyezkednek. Az Al és a Si a γ’-fázisban, amíg a Cr, Mo, V, Ti stb. elsősorban az α-fázisban oldódnak. A diffúziós zóna keménysége függ a technológiai paraméterektől és az ötvöző elemek tartalmától. Ezért széles intervallumok jellemzik (500-1000 HV10) a keménységi értékeket. Alacsonyabb hőmérsékleten nagyobb keménységű diffúziós zóna állítható elő. A nitridált alkatrészek és szerszámok melegszilárdsága, ismétlődő igénybevétellel szembeni ellenállása a diffúziós zóna szerkezetétől függ. 1.2.4.

Az acél ötvözőinek hatása a nitridált rétegre

Nitridáláskor az acél ötvözői megváltoztatják az α-vas nitrogénoldó képességét, oldódnak az ε-és γ’-fázisokban, illetve nitrideket képeznek. Stabilitás szempontjából a különböző nitrideket összehasonlítva jelentős különbségeket figyelhetünk meg. Az alumínium-és a titánnitridek a legstabilabbak és a legnagyobb hőmérsékleten disszociálnak. Ezután következik csökkenő stabilitással a vanádiumnitridek, a wolfram, molibdén és króm nitridjei. Majd a mangánnitridek és végül a vas nitridjei. Ha adott karbontartalmú acélokban különböző nitridképző elemeket ötvözünk, akkor a kéreg keménysége az ötvözők függvényében igen változó lesz. A 6. ábrán a különböző ötvözők hatását láthatjuk és ezen ötvözők nitridjei miként hatnak a réteg keménységére.

11

6. ábra. Ötvözőelemek hatása a kéreg keménységére. Alap ötvözet 0,35% C, 0,30% Si, 0,70% Mn Az ábrából látható, hogy a kéreg legnagyobb keménysége alumínium nitriddel és titánnal nitriddel érhető el. Kisebb keménységet adnak a vanádium, króm, molibdén és nikkel nitridjei. Az eltérés ezen nitridképzők között az, hogy a stabilabb nitridképző elem, mint pl. a vanádium kisebb százalékban képes előidézni ugyanazt a kéregkeménységet, mint a kevésbé stabil nitridképzők nagyobb százalékban adagolva. A nikkel hatása a kéregkeménységre csekély hatású. Az alumínium nagyon kemény nitrideket képez az acél felületén. Általában a maximálisan megengedett alumínium tartalom az acélban 1.5% környékén van. 1% ötvöző súly felett az alumínium a felületi repedéseket szélsőséges terhelési körülmények között vezeti. Ez azért van, mert az anyag magkeménysége általában nagyon képlékeny. Ha egy nagyon képlékeny munkadarabot nagy erővel terhelünk, akkor fennáll annak a lehetősége, hogy felületen repedések fussanak végig. Ezen felül azok a nikkel tartalmú nitridálhatató acélok, amelyek tartalmaznak, alumíniumot azok nagyobb magkeménységet alakítanak ki, mint a nikkelmentes acélok. A nikkel növeli a szívósságát a nitridált kéregnek.

12

7. ábra. Ötvözőelemek hatása nitridálisi mélységre (400 HV). A nitridálás 520°C-on 8 órán keresztül végezték A molibdén stabilabb nitrideket képez a nitridálási hőmérsékleten. A molibdén nitridjei az egyéb ötvözők nitridjeihez képest lágyabbak ld. 6. ábra. amik csökkentik az esélyét annak, hogy a felület rideg legyen. A króm is stabil nitrideket képez nitridálási hőmérsékleten. Habár magas króm tartalmat találhatunk néhány rozsdamentes acélban is, de ezek legtöbbjének a nitridálása igen bonyolult. Ugyanis a króm reakcióba lép az oxigénnel, amely a felületen króm-oxidot képez. Ez egy tömör, teljes felületre kiterjedő fázis, amely a közeg atomjainak az alapszövetbe való diffúzióját gátolja meg. Ennek hatására ezt a fázist le kell bontani ahhoz, hogy a nitridálás hatékony legyen. Minél nagyobb százalékban van jelen a króm az acél felületen annál nehezebb lesz az acél nitridálása. A nagy krómtartalom pozitív oldala viszont, hogy a króm nitridekkel nagy felületi keménység érhető el. A vanádium is elősegíti a nitridálni kívánt acélban a stabil nitridek kialakulását. A wolfram lehetővé teszi, hogy az acél megtartsa a keménységét magas üzemi hőmérsékleten is anélkül, hogy veszítene a felületi keménységéből. A wolfram nitridjei magas hőmérsékleten is stabil fázisokat alkotnak. Ennek köszönhetően az ilyen fázist tartalmazó kéreg, magasabb hőmérsékleten jelentkező koptató igénybevételnek is jól ellenáll. Összességében azok az acélok, amelyekben az előbb említett ötvöző elemek megfelelő mennyiségben megtalálhatóak, azon ötvözők stabil nitrideket tudnak alkotni. Azok az acélok, amelyek nem tartalmazzák ezeket az ötvözőket, úgymint a lágyvas és a kis karbontartalmú acélok, is nitridálhatók de ezek felületi keménysége jóval kisebb lesz. A ferritben oldott W, Mo, Cr, Ti és V növelik a ferrit nitrogénoldó képességét. Ez megmutatkozik abban, hogy az ötvözött szerkezeti acélok 0,2-0,5% nitrogént tudnak oldani, amíg az ötvözetlen acélok jellemzően csak 0,1% nitrogént képesek oldani. Az Al és a Si nincs

13

hatással a ferrit nitrogénoldó képsségére. A ferritben oldott ötvözők lassítják a nitrogén diffúziójának a sebességét. Ötvözött acélok nitridálása közben megfigyelhető, hogy a γ’-fázis és ε-fázis vasatomjait szubsztitúciósan komplex nitridek illetve karbonitridek helyettesítik (Fe,Me)4N, (Fe,Me)3N, (Fe,Me)2N, (Fe,Me)3NC, (Fe,Me)2NC. Ezek a nitridek növelik a keménységet és a kopásállóságot és a homogenitásuk koncentráció tartományát is. A nitridek keletkezésénél meghatározó tényező az acélban jelenlévő nitridképző ötvözők tartalma, illetve a nitridálás ideje. A nitridek csíraképződése és növekedése az ötvöző elemek eltérő diffúziós tényezői miatt, az Al tartalmú ferritben a csírák képződése sokkal gyorsabb, mint a Mo tartalmú ferritben. Ugyanis a nitridálás hőmérsékletén az alumínium diffúziós tényezője nagyobb, mint a molibdéné. Az acél ötvözői egymás diffúzióját is befolyásolják, ezért például a krómmal, molibdénnel és alumíniummal ötvözött acélokban (CrAlMo) a nitridek képződése lelassul, az alumínium  - fázisbeli diffúziós tényezője csökkenésének következtében. A nitridek képződése során a térfogat megnő, amit a 1. táblázatban láthatunk. 1. táblázat. Nitridek fajlagos térfogat-növekedése: Ev  %  Nitrid

Ev  % 

CrN

48-54

Cr2N

22

VN

26-28

A1N

24-25

Si3N4

20-28

TiN

8-22

ε-Fe2_3N

18-38

γ’-Fe4N

15-28

A térfogatnövekedés a mátrixban (az  -fázisban) nagy rugalmas deformációt vált ki. A szilárdságot (keménységet) növelik azáltal, hogy az α-fázis rugalmas deformációja és a belőle kivált diszperz nitridek (különösen a króm és molibdén nitridek) gátolják a diszlokációk mozgását (a képlékeny alakváltozó képességet). A legnagyobb keménység olyan nitridálási hőmérsékleten érhető el, amelyen „egyrétegű”, teljesen koherens határú nitridek keletkeznek, mert ilyenkor az  -fázis rugalmas deformációja nagymértékű és ilyenkor a nitridek koherens határral kapcsolódnak a mátrixhoz. Kisebb keménység érhető el olyan hőmérsékleten való nitridálás után, ahol nagyobb méretű nitridek keletkezésének köszönhetően kezd megszűnni a koherencia. A kivált nitridek akadályozzák a diszlokációk mozgását ezért a képződött nitridek méreteinek, s a köztük lévő távolságnak nagy jelentősége van. A hűtés során a nitridálás hőmérsékletén kialakult nitridált kéregszerkezete tovább formálódik. Túltelítetté válik a szilárdoldat fázis, ami a diszperziós keményedéshez hasonló folyamatban   -fázis és az ötvöző elemek nitridjeinek kiválását eredményezi. A nitridált alkatrész tulajdonságait az alapanyag tulajdonságai mellett a nitridált kéreg szerkezete, összetétele és vastagsága határozza meg. Ugyanolyan vastagságú és felépítésű 14

nitridált kéreg esetén ugyanolyan tulajdonságok várhatók, függetlenül attól, hogy milyen eljárással (sófürdőben, gáznitridálással, ionnitridálással, stb.) állították elő a kérget. A következő ábrán az acélok összetételének függvényében, illetve ugyanazon nitridálási eljárás más-más paraméterkombinációjával történő kezelése során lényeges különbségeket észlelhetünk a keménység-mélység profilok között, amit a 8. ábra. szemléltet.

8. ábra. Az acél összetételének a hatása a keménység-mélység profilokra nitridálás esetén: (a) a karbon-és különböző ötvözőtartalmú acélok összehasonlítása; (b) két paraméterkombináció alkalmazása ugyanazon anyagra

2. Nitridáló eljárások 2.1. Gáznitridálás Az iparban az 1920-as években jelent meg az ammóniában végzett gáznitridálás. Az alkatrészeket kemencébe helyezik. Fontos, hogy a kamra felfűtése előtt eltávolítsuk az oxigént, hisz ez az alkatrész oxidációját okozná. A gáznitridálást ammónia tartalmú gáz atmoszférában végezzük 500-575°C-on. Nitrogént leadó közeg általában részelegesen disszociált ammónia. A palackban nagy nyomáson folyékony állapotban tároljuk, amit megfelelő nyomásra redukálva, tisztítva és szárítva közvetlenül a hermetikusan zárt tartályba vezetik ahol nitridálási hőmérsékleten az ammónia elbomlik a következő egyenlet értelmében 2 NH3  2Nakt + 3H2

(2)

A keletkezett atomos nitrogén állapota nem stabil, rövid idő alatt N2 molekulák képződnek belőle. Ezért a folyamatos nitrogénellátás érdekében állandó gázáramlást és gyenge túlnyomást (kb. 500 Pa) kell biztosítani. A gáztér aktivitása az ammónia elbomlásának mértékétől, azaz a disszociációs foktól függ. Ezt a reakciótérből távozó gázkeverék összetevőinek térfogati arányából határozhatjuk meg. A reakciótérből távozó vízben oldódó ammónia térfogatszázalékát VNH3 -al, a hidrogén, ill. a nitrogéngáz térfogatszázalékát VH 2 , ill. VN2 -vel jelöljük,

 mért  vagy

VH 2  VN2 VNH3  VH 2  VN2

100, % ,

(3)

 mért  1  VNH ,%

(4)

3

15

Az ammónia disszociációs foka függ az ammónia áramlási sebességétől, reakciótér hőmérsékletétől, nyomásától, fémfelületétől.

9. ábra. Gáznitridáló berendezés sematikus ábrája A nitridálás hőmérséklete jelentősen befolyásolja a felületi keménységet és a kéregvastagságot. Vékony, nagy keménységű réteg kisebb hőmérsékleten, amíg vastag kis keménységű réteg nagyobb hőmérsékleten alakul ki. Nagy keménységű vastag kéreg szerkezeti acélokon úgynevezett kétlépcsős nitridálással állítható elő. Az egylépcsős eljárás során a hőmérséklettartomány 500-520°C, ami kis nitridálási potenciájú atmoszférában történik. Ez az eljárás egy rideg nitrogénben gazdag réteget – fehér réteget – eredményez a nitridált alkatrész felületén. Ezzel szemben a kétlépcsős eljárás 540-580°C-on nagy nitridálási potenciálú atmoszférában történik. Ezen eljárás előnye, hogy lecsökkenti a fehér réteg vastagságát. A gáznitridálás hátrányai ellenére elmondhatjuk róla, hogy rendelkezik számos előnnyel is. Ezek közé tartozik a viszonylag egyszerű berendezés és az, hogy nem keletkezik káros anyag a kezelés során. A technológia alkalmazása során elmondható az is, hogy viszonylag könnyen kezelhetőek a bonyolult alakú üreges munkadarabok is, miközben az élek, csúcsok nincsenek kitéve káros hatásoknak. Különböző rétegmélységeket eléréséhez a gáznitridálás időszükséglete a néhány órától néhány tíz óráig terjedhet. A nitridálási hőmérséklet nagyon alacsony hosszú kezelési időt igényel (akár 80 órát is).

2.2. Folyékony közegű (sófürdős) nitridálás Folyékony közegű vagy sófürdős nitridálást vékony, kopásálló felületi rétegek kialakításának gazdaságos módszereként fejlesztették ki. A rövid időtartamú, néhány órás 16

kezelést 400 - 570 °C közötti hőmérsékleten végzik. A tipikus, hagyományos nitridáló sófürdő olvadék állapotú nátrium és kálium sók, továbbá cianitok, cianátok és karbonátok keverékéből áll. A nitridálás hőmérsékletén a naszcens nitrogén például a cianát bomlása révén keletkezik, 4 NaCNO → Na2CO3+2NaCN+2Nakt+CO

(5)

A felszabadult nitrogén nagyon aktív és a munkadarab felületébe diffundál, diffúziós réteget és vasnitrid vegyületeket hozva létre a felszínen. A sófürdős nitridálás kétségtelen előnyei:    

A gáznitridáláshoz képest a kezelési idő kb. a tizedére csökkenthető; Jó hatásfokú energiakihasználás; A réteg homogénebb ezért nagyobb keménységű; Rugalmasan adaptálható eljárás.

Az eljárás legfőbb hátrányai:  Megbízható reprodukálhatóságot csak pontosan szabályozott cianid/cianát aránnyal lehet tartani;  Olyan toxikus és mérgező sók használatával jár az eljárás, mint a cianidok, amelyek komoly környezeti és munkavédelmi problémákat okoz;  A nitridált alkatrészek sok sót kihordanak az eljárás végeztével, amit friss sóval kell pótolni.

2.3. Pornitridálás Ez egy nagyon egyszerű eljárás. A lényege, hogy a munkadarabot egy tárolóba kell tenni amit feltöltenek nitridáló porral. Ezt a tárolót bármilyen kemencébe be lehet tenni, ami felfűthető a megfelelő hőmérsékletre. Előnye, hogy nem kell hozzá se speciális berendezés, se komoly szaktudás. Hátrány viszont, hogy nem lehet vele olyan minőséget elérni, mint a többi módszerrel. Az iparban nem terjedt el.

2.4. Plazma (ion) nitridálás Mind a gáznitridálás, mind a folyékony közegű nitridálás okoz bizonyos fokú környezeti problémákat, és vastag, rideg vegyületi réteg létrehozására hajlamosak, melyek gyakran nem kívánatosak. A plazmanitridálás kifejlesztése módot ad ezen problémák megoldására, jó minőségű vegyület réteg kialakítását és szükség szerint a kéreg alakíthatóságának javulását eredményezve.

17

10. ábra. Az ionnitridáló berendezés elvi vázlata A plazmanitridálást, ion nitridálásnak és parázsfénykisüléses nitridálásnak is nevezik. Laboratóriumi eljárásból az elmúlt 30 évben fejlődött ipari eljárássá. Nitrogént tartalmazó kis nyomású atmoszférában végzik (10 mbar). Megfelelő elektromos tér segítségével a gáz ionizálódik és gerjesztődik, így a gáz állapotot plazma állapot váltja fel, ionokat, elektronokat és semleges komponenseket tartalmazva. A plazmanitridáló berendezés vákuum szivattyú rendszerből, vákuumkamrából és energiaellátó egységből áll. A nitridálandó munkadarabot katódként kapcsolják, a kamra maga szolgál anódként. Kezdetben a munkadarabokat tartalmazó kamrát 0,1 mbar értékig leszívatják, majd feltöltik nitrogén tartalmú gázzal vagy gázkeverékkel, pl.: NH3 vagy N2 + H2 keverékével. A katód és anód közötti potenciál különbséget egy kritikus érték fölé növelve a munkagázok atomjai és molekulái gerjesztett és ionizált állapotba kerülnek, a parázsfénykisülésként ismert, jellegzetes fénylő jelenséget idézve elő. A nitridáló eljárás során a plazmában lévő pozitív ionok az elektromos mező hatására a katód irányába gyorsulnak. Az ionok óriási kinetikus energiával ütköznek a munkadarab felszínébe, a becsapódáskor felszabaduló energia hővé alakulva növeli a munkadarab hőmérsékletét. Következésképp plazmanitridálásnál nem szükséges külső hevítést alkalmazni. A nitridálás hőmérsékletén a nitrogén ionok, az aktivált nitrogén atomok és a semleges alkotók hatnak a nitridálási reakciókra a nitrogén munkadarabba való bediffundálásán keresztül. A plazmanitridálás során a munkadarab hőmérsékletét az alkalmazott feszültség és gáznyomás megfelelő beállításával lehet szabályozni, míg a gáz összetételének szabályozásával a nitridálási potenciál megfelelő beállítása oldható meg. Plazmanitridálás során a felgyorsított pozitív ionok folyamatosan bombázzák a munkadarab felszínét, porlasztást idézve elő. A felületi oxidok és szennyezők ezzel a porlasztással leválaszthatók, így tiszta és aktív felületet biztosítanak a nitridálási reakciókhoz. Ennek révén a plazmanitridálás kiküszöbölheti a passziválási problémákat, amelyekkel néha találkozhatunk gáznitridálásnál az erősen ötvözött acélok, pl. a rozsdamentes acélok esetén. A plazmanitridálás számos előnyt mutat a hagyományos gáznitridálással szemben, éspedig:

   

Kisebb gáz-és energiafogyasztás; Jobb munkakörülmények és környezetbarát technológia; A kezelés időtartama 50%-al csökken; A fehér réteg vastagsága jól szabályozható; 18

 Az eljárás különösen alkalmas kis darabszámú gyártásra;  Nagyméretű munkadarabok, amelyek hagyományos nitridálással nem kezelhetők az eljárás szabályozhatatlansága miatt, így gazdaságosan nitridálhatók.

19

3. Plazmanitridálási előkísérletek a Plasmaterm SA telephelyén 3.1.1.

Anyagválasztás

A vizsgálatsorozat célja, hogy nitridálhatóság szempontjából különböző acélminőségeket hasonlítsunk össze. Ezért anyagválasztáskor egymástól eltérő acélminőségeket választottunk, hogy a különbségek jól megfigyelhetőek legyenek. Ezért az iparban gyakran használatos R8, R11, KO33, 46S20 anyagminőségű acélokra esett a választás. Az anyagok vegyi összetételét az 2. táblázat tartalmazza. 2. táblázat. Kísérletek során használt acélok összetétele, tömeg % Anyagminőség jele

Vegyi összetétel (%)

Szabvány

C

Cr

Mo

V

W

Co

Mn

R8

0,820,92

3,84,5

4,85,3

1,72,1

6-7

4,75,2

≤0,4

MSZ4351-84

R11

1,051,15

3,84,5

9-10

11,3

1,31,8

7,58,5

≤0,4

MSZ4351-84

KO33

≤0,08

1719

≤0,5

≤0,1

≤0,1

≤0,1

≤2

MSZ4360-87

46S20

0,420,5

≤0,3

≤0,15

≤0,1

≤0,1

≤0,1

0,71,1

MSZEN1008799

R8 acél Ezen gyorsacél kitűnő vágótulajdonságokkal és jó szívóssággal rendelkezik. A kobaltötvözés által nagy melegkeménység és jó megeresztésállóság. Alkalmas sófürdős, plazma- és gáznitridálásra. Főbb alkalmazási területei: nagy teljesítményű eszterga- és gyalukés, profilkések, valamint marók, spirál- és menetfúrók, üregelőtüskék. Kisebb keresztmetszetű, elhúzódásra hajlamos, nagy teljesítményű szerszámok, pl.: fűrésztárcsák éslapok. Nagyszilárdságú alapanyagok forgácsolása. Különösen alkalmas termikus igénybevételek és folyamatos forgácsolás esetén. Famegmunkáló szerszámok és hidegalakító szerszámok. R11 acél Nagyiparilag használt gyorsacél. A kobaltötvözés által nagy melegkeménység és jó megeresztésállóság. Kitűnő vágótulajdonságok, nagy nyomószilárdság és jó szívósság. Az alacsony vanádiumtartalom jó köszörülhetőséget tesz lehetővé. Alkalmas sófürdős, gáz- és plazmanitridálásra. Főbb alkalmazási területei: Forgácsolószerszámok nehezen megmunkálható alapanyagokhoz: marók, spirálés menetfúrók, dörzsárak, üregelőszerszámok, fűrésztárcsák. Erős mechanikai kopásnak kitett szerszámok, pl.: magas vágósebesség melletti csekély forgácskeresztmetszeteknél. Jól alkalmazható a forgácsolási zónában fellépő magasabb hőmérsékletek esetén. Különösen alkalmas süllyeszték- és gravírozó marónak (alakos simító), valamint forgatónak automata munkáknál. Szerszámok szuperötvözetek, légi közlekedési alapanyagok, mint pl. titánötvözetek stb. megmunkálásához. Hidegalakító szerszámok forgácsnélküli megmunkálásokhoz, pl. hidegfolyató bélyegek. 20

KO33 acél Legáltalánosabban elterjedt saválló acél, amely különösen jól megmunkálható. Összetételéből adódóan jól hegeszthető. Hidegen és melegen jól alakíthatóak. Korrózióálló képességük nagyon jó. 46S20 acél Az automata acélok forgácsolása során a növelt S és P tartalom biztosítja a jó forgácsolhatóságot. Ezen ötvözők hatására könnyebben leváló, töredezett forgács keletkezik. Legjellemzőbb alkalmazási területeik az automata forgácsoló gépekkel megmunkált tömegcikkek pl.: csavarok, anyák. Az alkatrészgyártás során különböző termékek készülnek belőle, mint pl.: háztartási gépek, tartós fogyasztási cikkek, híradástechnikai berendezések alkatrészei. 3.1.2.

Előzetes hőkezelés

Mielőtt az acél felületi rétegében kemény és kopásnak ellenálló réteget hoznánk létre, azt megelőzően a különböző acélminőségeknél el kell érnünk, hogy a magjuk szívós legyen. A magtulajdonságok biztosító állapotot az R8-as és R11-es gyorsacélok esetében kiválásos keményítéssel, KO33-as ausztenites korrózióálló acél esetében ausztenites lehűtéssel és a 46S20-as automatacél esetében pedig normalizálással érték el. A vizsgált anyagok kiinduló, nitridálás előtt hőkezeltségi állapota tehát különböző volt, a nitridálás viszont egyszerre, azonos körülmények között zajlott. 3.1.3.

Nitridálási paraméterek

A nitridálást a Marosvásárhelyen lévő Plasmaterm Kft. által biztosított plazmanitridáló berendezéssel végeztük el. A mintadarabokkat egy átlagos töltethez hozzátéve több normál megbízással együtt kezelték. A próbatestek 520°C-on 8 órás hőntartással lettek plazmanitridálva. A 17. ábrán a plazmanitridáló berendezés és a benne kezelt darabok láthatóak.

11. ábra. Plasmaterm Kft. plazmanitridáló berendezésében lévő próbatestek 3.1.4.

Próbadarabok mikrokeménység értékei nitridálás után

A 12-15. ábrákon egy-egy lenyomathoz párosított keménységdiagram látható. A próbadarabokon több lenyomatsorozatot mértünk és ezek átlagát használtuk az eredmények ábrázolásakor. Az 46S20-as és KO33-as anyagminőségek esetében 2 N-os terhelőerővel 21

készítettük a lenyomatokat, amíg az R8-as és R11-es anyagminőségek esetében 5 N-os terhelőerőt alkalmaztunk, mivel az szerszámacélok esetében a lenyomatok képei nem voltak jól kivehetőek a mikrofotókon.

12. ábra. 46S20 acél keménységdiagramja és a lenyomatok képe

13. ábra. KO33 acél keménységdiagramja és a lenyomatok képe 22

14. ábra. R8 acél keménységdiagramja és a lenyomatok képe

15. ábra. R11 szerszámacél keménységdiagramja és a lenyomatok képe A 12-15. ábrákon látható, hogy a felülettől a mag felé haladva a lenyomatok méretének növekedésével együtt csökkennek a keménységi értékek. 23

A különböző acélminőségek között tapasztalt keménységi értékek eltérése az acélban található nitridképző ötvözők hatására alakul ki. Ezen ötvözők az acéllal nitrideket képeznek, amelyek keménysége nagyban eltér egymástól. A különböző ötvözőknek nagyobb az affinitása a nitrogénhez, mint a vasnak. Jól látható, hogy az R8-as és R11-es gyorsacél esetében a felület keménysége igen nagy, ezt az acélban található Cr és V nitridképző ötvözők eredményezik. A KO33-as és 46S20-as acél kisebb felületi keménységét összetételükből fakadó nitridképző ötvözők hiánya adja. A próbatestek nitridálása során a keletkezett réteg szempontjából fontos megemlíteni, hogy vegyületi zóna nem alakult ki.

24

4. Intézetünk műhelycsarnokába telepített plazmanitridáló berendezéssel végzett kísérletek A méréseket egy melegalakító és egy gyorsacél szerszámon végeztük el. A munkadarabokat a Böhler-Uddeholm Hungary Kft. biztosította.

4.1. A vizsgált anyagminőségek 4.1.1. A vizsgált melegalakító szerszámacél Böhler W302; EN-jele: X40CrMoV5-1; EN-számjel: 1.2344 3. táblázat. Az X40CrMoV5-1 acél Böhler által megadott kémiai összetétele C 0,39

Si 1,1

Mn 0,4

Vegyi összetétel (%) Cr Mo Ni 5,2 1.40

V 0.95

W

Co

Jellemzők Nagyon jó melegszilárdsággal és meleg kopásállósággal rendelkezik. Jó a szívóssága, hővezető képessége, hőingadozás- és hőrepedés- állósága. Vízhűthető, de csak korlátozott mértékben. Jól átedzhető, és nitridálható. Felhasználás területei 

Általánosan használható és széles körben elterjedt melegalakító szerszámacél.



Erős igénybevételű szerszámok könnyűfémek megmunkálásához



Extruderszerszámok



Nyomásos öntőszerszámok



Kovácsszerszámok



Melegvágó kések



Kopásálló gépalkatrészek



Fokozott igénybevételű abrazív kopásnak kitett műanyag-alakító formák, stb.

Az ajánlott hőkezelés 

Lágyítás: Felmelegítés 750-800 °C-re majd szabályozott lassú hűtés kemencében (1020 °C/óra) kb 600 °C-ig, utána levegőn. Keménysége ekkor max 205HB.



Feszültségcsökkentő izzítás: Felmelegítés 600-650 °C-re, hőntartás 1-2 órán át, majd lassú hűtés kemencében.



Edzés: A munkadarab felmelegítése 1020-1080 °C-re egy vagy több lépésben, utána hőntartás 15-30 percig. A hűtést olajban, vagy sófürdőben végzik 500-550 °C-ig, vagy levegőn, gázban vagy vákuumban egy lépésben. Az előbbi esetben az elérhető keménység 52-56 HRC, az utóbbi esetben 50-54 HRC.



Megeresztés: Lassú felmelegítés az edzés után, a hőntartási idő 20mm munkadarab vastagságonként 1 óra, de legalább 2 óra. Fontos, hogy legalább kétszer kell 25

megereszteni, de előnyös a harmadik megeresztés a feszültségcsökkentés miatt. Az elérhető keménység (megeresztéstől függően) 30-54 HRC 4.1.2. A vizsgált gyorsacél: Böhler S600; EN-jel: HS6-5-2C ; EN- számjel: 1.3343 4. táblázat. Az HS6-5-2C acél Böhler által megadott kémiai összetétele Vegyi összetétel (%) C Si Mn Cr Mo Ni V W 0,9 0,25 0,3 4,1 5 1,8 6,2

Co

Jellemzők Wolfram-molibdén ötvözésű standard gyorsacél. Jó szívóssággal, nagy nyomószilárdsággal rendelkezik és magasabb hőmérsékleten is alkalmazható. Univerzálisan alkalmazható. Jól bevonatolható (CVD, PVD), alkalmas sófürdős, plazma és gáznitridálásra. Felhasználás területei: 

Általánosan használható, széles körben elterjedt.



Nagyoló, forgácsoló szerszámok



Menet-, spirál fúrók, üregelőszerszámok, dörzsúrok



Fémfűrészek



Famegmunkáló szerszámok



Hidegalakító szerszámok (bélyegek, matricák, vágó, kivágó szerszámok).

Az ajánlott hőkezelés 

Lágyítás: Felmelegítés 770-840 °C-re, majd lassú hűtés kemencében (10-20 °C/óra) 600 °C-ig, a további hűtés levegőn történik. A keménysége ekkor max. 280 HB.



Feszültségcsökkentő izzítás: 600-650 °C –re felmelegítés, majd 1-2 óra hőntartás teljes átmelegedés után. Végül lassú hűtés kemencében.



Edzés: Felmelegítés 1190-1230 °C-re egy vagy több lépésben, a hűtést olajban, levegőn, vákuumban vagy sófürdőben végezzük (500-550 °C-ig). A magasabb hőmérsékleti tartományt az egyszerű kialakítású, az alacsonyabb hőmérsékletí tartományt a bonyolult kialakítású szerszámoknál kell alkalmazni. Hidegalakító szerszámok esetén a jobb szívósság eléréséhez szintén az alacsonyabb edzési hőmérsékletek ajánlottak. Az elegendő karbidoldódáshoz szükséges hőntartási idő a többlépcsős előmelegítés és a teljes átmelegedés után sófürdőben legalább 80 másodperc, de legfeljebb 150 másodperc a szerszámkárosodások elkerülése érdekében.



Megeresztés: 540-570 °C hőmérséklet tartományban. Lassú felmelegítés, majd hőntartás (1 óra/ 20 mm, legalább 2 óra), végül levegőn való hűtés. Három megeresztésre van szükség, az első kettő a keménységre, a harmadik a feszültségek csökkentésére szolgál. Az elérhető legnagyobb keménység 64-66 HRC.

26

4.2. Nitridálás előtti hőkezelés A munkadarabok 50 mm átmérőjű és 2000 mm hosszú hengerelt darabokként érkeztek, amit körülbelül 15 mm vastagságú darabokra vágtunk fel. A hőkezelést a Hőker Kft. műhelyében végeztük el. Az alkalmazott hőkezelést a fentiek alapján a következők: Hőmérséklet (°C)

1050

Hűtés levegőn

Hűtés fújt levegőn

600 Melegítés a kemencével együtt

15 perc

120 perc

120 perc

Idő

16. ábra. Az X40CrMoV5-1 anyagminőségen alkalmazott hőkezelés Hőmérséklet (°C)

1200 Hűtés levegőn Hűtés fújt levegőn 600 Melegítés a kemencével együtt

150 mp

120 perc

120 perc

Idő

17. ábra. Az HS6-5-2C X40CrMoV5-1 anyagminőségen alkalmazott hőkezelés A legfontosabb hasonlóságok a két anyag hőkezelésében, a felmelegítés, a hűtés és a megeresztési hőmérséklet. A munkadarabokat azért kellett a kemencével együtt felmelegíteni, hogy megakadályozzuk a munkadarabok elrepedését, ami a hírtelen hősokk miatt következhetett volna be. A fújt levegős hűtésre is azért volt szükség, hogy kellő mértékű hőmérsékletcsökkenést biztosítson a martenzit képződéshez, de ne tegyen kárt a munkadarabban. 27

A megeresztési hőmérsékletet meglehetősen magasra választottuk, ennek az oka nem csak a feszültségcsökkentés volt. Mivel a munkadarabok sok karbidképző ötvözőt tartalmaznak ezért a magasabb hőmérsékleten fellép a kiválásos keményedés, aminek a lényege, hogy a finoman eloszlott fázisok és az ötvözőkben gazdag zónák kialakulása jótékonyan hat a keményedésre és a szilárdságra. A megeresztés 600°C való választásának másik oka, hogy a későbbi nitridálás folyamán a magas hőmérséklet miatt ne következzen be kilágyulás az alapszövetben. Az eltérések a hőkezelésekben a hőmérséklet nagyságában és az időtartamban mutatkoznak meg. A gyorsacélnál nagyon fontos, hogy az edzési hőmérsékleten tartózkodás nem lehet több néhány percnél, mivel ilyenkor a munkadarab tönkremegy. Ezt sajnálatosan a kísérletek során valóban megtapasztalhattuk, mivel egy hiba/félreértés folytán az egyik gyorsacél munkadarabot 150 másodperc helyett, 150 percre hagyták bent a kemencében és a munkadarab külső része megégett (Hiba! A hivatkozási forrás nem található.. ábra).

18. ábra. A gyorsacél munkadarab felszínén a megégett réteggel A helyzetet úgy oldották meg, hogy a megégett réteget leköszörülték, így egy (szabad szemmel nézve) elfogadható felületi minőséget kaptunk, de később a mikroszkópon jól látszódott, hogy a munkadarab erősen dekarbonizálódott.

28

19. ábra. A dekarbonizálódott munkadarab mikroszkópos képe 25×-ös nagyításban, marószer: nitál A 19. ábra jobb oldalán jól lehet látni, hogy az anyag világosabb, ez a ferrit, egy nagyon kicsi karbontartalmú szövetelem, ami a karbon kiégése miatt jött létre. Az edzés és megeresztés utáni szövetszerkezetet a 20. és 21. ábrák mutatják. Mindkét anyagban megtalálható a megeresztett martenzit és a különböző ötvözőkkel alkotott karbidok.

20. ábra. A melegalakító szerszámacél alapszövete 500×-os nagyításban, marószer: nitál

29

21. ábra. A gyorsacél alapszövete 500×-os nagyításban, marószer: nitál

4.3. Kísérleti paraméterek A nitridálást a Mechanikai Technológia Tanszék NITRION típusú plazmanitridáló berendezésével végeztük. A berendezés paraméterei: 

Teljesítmény: 100 kW + 750 W (vákuumpumpa)



Létrehozott vákuum: kb. 0,5 mbar



Hasznos munkatér: 500 mm × 2000 mm

22. ábra. A plazmanitridáló berendezés

30

A munkadarabokat kétféleképpen kezeltük. Mindkét esetben 5 órán át nitridáltunk és a kemencébe bontott ammóniát vezettünk be (ezért az N:H arány 1:3 volt), más gázokat nem használtunk hígítás céljából. A változó paraméter a hőmérséklet volt. Az első esetben 480°Con végeztük el a hőkezelést, a második esetben pedig 580°C-on.

4.4. A munkadarabok előkészítése A nitridálás befejeztével a munkadarabokat elő kellett készíteni, hogy a mikroszkópon megfelelő szövetképet kapjunk és meg tudjuk mérni a keménységet. Első lépésként a darabokat be kellet fogni egy befogóba aminek a segítségével el tudtuk készíteni a csiszolatot. Ezek a befogók lényegében kis satuk, amikbe bele lehet szorítani a felvágott munkadarabokat. Fontos, hogy az egyik „satupofa” és a munkadarab felülete közé be kell szorítani egy rézlemezt. Ennek az a célja, hogy a csiszolás alatt megtámassza a munkadarab felületén kialakult kérget, hogy ne törjön le.

23. ábra. A befogó a munkadarabbal és a rézlemezzel A második lépés a felület csiszolása. Ezt a műveletet a Mechanikai Technológiai Tanszék felület előkészítő laborjában végeztük el. A csiszoláshoz egyre finomabb csiszolópapírokat használtunk. A felhasznált csiszolópapírok: 240, 320, 400, 800, 1200, 2000 finomságúak voltak. Harmadik lépés a polírozás volt. Ehhez a művelethez vízben oldott alumínium-oxidot használtunk ( Al2O3 ), amivel egy polírozó szövetet itattunk át. Az utolsó lépés a felület előkészítésében a kémiai maratás volt. Ehhez 2%-os salétromsavat használtunk fel ( HNO3 ). Ezek után a felület már mikroszkópon is jól szemrevételezhető volt. 31

4.5. Tapasztalatok, mérési eredmények A csiszolás folyamán feltűnt, hogy a munkadarabok felületén párhuzamos sávok futnak, amik a mikroszkópos képen is jól kivehetőek. Végül arra a következtetésre jutottunk, hogy ezek az acél gyártása folyamán keletkezek hengerlési nyomok, ezért a későbbiekben nem is foglalkoztunk velük. A méréseket igyekeztünk úgy végezni, hogy ezek közé a nyomok közé essenek. A mérések elvégzéséhez Mitutoyo mikro-Vickers keménységmérő berendezést használtunk. A terhelés 100g volt. Az első lenyomatot mindig a felülettől 0,003 mm távolságra vettük fel és így haladtunk a mag felé folyamatosan egészen addig, míg a keménység be nem állt egy állandó értékre. Az összehasonlítás során először a különböző hőmérsékleten összevetjük a két anyagminőséget, majd a két hőmérséklet hatását elemezzük az adott anyagokra. 4.5.1. 480°C –on nitridálva

Melegalakító szerszámacél

24. ábra. Melegalakító szerszámacél 200×-os nagyításban (lenyomatok,480°C), marószer: nitál

32

25. ábra. Melegalakító szerszámacél 500×-os nagyításban (nitridált szövetszerkezet, 480°C), marószer: nitál 550

Keménység (HV)

500 450 400

Keménység

350 300 30

80

130

180

280

380

580

780

Felülettől mért távolság (mikron)

26. ábra. Mért keménység a melegalakító szerszámacélon (480°C)

33

Gyorsacél:

27. ábra. Gyorsacél 200×-os nagyításban (lenyomatok, 480°C), marószer: nitál

28. ábra. Gyorsacél 500×-os nagyításban (nitridált szövetszerkezet, 480°C), marószer: nitál

34

1200

Keménység (HV)

1000 800

600 Keménység

400

200 0 30 80 130 180 230 280 330 380 430 530 730 Felülettől mért távolság (mikron) 29. ábra. Mért keménység a gyorsacélon (480°C) Ha megnézzük a 200x-os nagyítású ábrákat, láthatjuk a nitridált réteget (a sötét sáv a munkadarab felszínén). Ez a réteg a diffúziós zóna, ami általában a vegyületi kéreg alatt található, de itt nem alakult ki ez a vegyületi réteg. Ami feltűnik a két anyagminőség között az ennek a rétegnek a vastagsága, a melegalakító szerszámnál sokkal vastagabb, mint a gyorsacélnál. Ez annak köszönhető, hogy a gyorsacél nagyon erősen ötvözött anyag, ezért a nitrogén nem tud olyan mélyen behatolni az anyagba, mert előbb az ötvözők veszik fel és alakítják ki a rájuk jellemző nitrideket. A keménységi értékeken jól látszik, hogy a gyorsacél esetében a felület közelében nagyon magas 1000 HV 0,1 feletti értékeket kaptunk, viszont ez az érték nagyon meredeken csökkent és a felülettől 0,08 mm távolságban a keménységi érték már lényegében megegyezik a mag keménységével. A melegalakító szerszámacélnál nem értünk el ilyen magas értéket, a maximum keménység 520 HV 0,1 körül található, de az esése nem olyan meredek, sokkal jobban nyomon követhető a keménység változása. Ez a kisebb ötvöző tartalomnak köszönhető. Összességében mindkét anyagnál elmondható, hogy a nitridált réteg nagyon vékony (0,080,1), ennek oka az alacsony nitridálási hőmérsékletben keresendő.

35

4.5.2. 580°C-on nitridálva Melegalakító szerszám

30. ábra. A melegalakító szerszámacél 200×-os nagyításban (lenyomatok, 580°C), marószer: nitrál

31. ábra. A melegalakító szerszámacél 500×-os nagyításban (nitridált szövetszerkezet, 580°C), marószer: nitrál 36

32. ábra. Mért keménység a melegalakító szerszámacélon (580 °C) Gyorsacél

33. ábra. A gyorsacél 200×-os nagyításban (lenyomatok, 580°C) marószer: nitrál

37

34. ábra. A gyorsacél 500×-os nagyításban (nitridált szövetszerkezet, 580°C), marószer: nitrál 900

Keménység (HV)

800 700

600 Keménység

500 400 300

30

80

130

180

280

380

580

780

Felülettől mért távolság (mikron)

35. ábra. Mért keménység a gyorsacélon (580°C) Ezen a hőmérsékleten elvégezve a hőkezelést a két anyag között kevesebb volt a különbség. Mind a két esetben látható egy jól elkülönülő diffúziós zóna és megfigyelhető a vegyületi réteg is. 38

A vegyületi réteg a melegalakító szerszámacélnál jól kivehető kb. 0,01-0,005 mm vastagságú réteg, ami a Hiba! A hivatkozási forrás nem található.. ábrán jól megfigyelhető, a fehérszínű réteg a munkadarab szélén. A gyorsacélnál is lehet látni, de olyan hatást kelt, mintha még csak kialakulófélben lenne. Ennél magasabb hőmérsékleten viszont nem nagyon szoktak nitridálni és a nitridálás időtartama is meglehetősen hosszú volt, ezért arra következtethetünk, hogy a nem megfelelő hőkezelés miatti karbonkiégés következtében nem tudott a vegyületi réteg rendesen kialakulni. A vegyületi réteg hiánya a gyorsacéloknál nem feltétlenül hátrány, ugyanis a forgácsolásnál fellépő terhelések elviselésére a diffúziós zóna tulajdonságai jobban megfelelnek. A diffúziós zóna vastagsága a melegalakító szerszámacélnál 0,25 mm, a gyorsacélnál pedig 0,15 mm vastagságú. Természetesen ez is az eltérő ötvözőmennyiségnek köszönhető. 4.5.3. A két hőmérséklet összehasonlítása Szembetűnő, hogy már egy paraméter változtatásával is jelentősen lehet befolyásolni a kialakult réteg nagyságát és minőségét. Így, hogy két szélsőséges értéket választottunk (a 480°C nagyon alacsony, míg az 580°C meglehetősen magas hőmérsékletnek számít), a különbségek szembetűnőek. 300 250

200 Melegalakító szerszámacél

150

Gyorsacél

100

50 0

480°C

580°C

36. ábra. A nitridált réteg vastagsága a különböző hőmérsékleteken A magasabb hőmérsékleten létrejött nitridált réteg vastagsága több mint tízszerese a 480°C-on keletkezettének. Ez mindkét esetben fennállt. A keménységi értékek tekintetében a két anyagminőség teljesen másképp viselkedett. A gyorsacél esetében alacsonyabb hőmérsékleten a felület közelében egy nagyon kemény (1020 HV 0,1), viszont nagyon vékony réteg keletkezett (0,02). A magasabb hőmérsékleti tartományban a felületi keménység csökkent (kb 820 HV 0,1), de a réteg vastagsága jóval nagyobb volt és a keménységi értékek nem csökkentek olyan meredeken, ez a Hiba! A hivatkozási forrás nem található.. ábra és a Hiba! A hivatkozási forrás nem található.. ábra összehasonlításából jól kitűnik. A keménység a mag felé haladva fokozatosan beállt a 600 HV 0,1 körüli értékre mindkét esetben. A melegalakító szerszámnál ellentétes tendencia figyelhető meg, a magasabb hőmérsékletű nitridálásnál, a maximum keménység jóval magasabb (620 HV 0,1), mint a 480°C-on végzett 39

hőkezelés esetében (510-520 HV 0,1). Ráadásul itt a mag keménységében is jelentős eltérés állt be. A 480 HV 0,1 körüli értékről a magasabb hőmérsékletű kezelés után lecsökkent 400 HV 0,1 értékre. Ez véleményünk szerint azzal magyarázható, hogy hiába történt a megeresztés 600°C-on, és a nitridálás 580°C-os hőmérséklete hiába volt alatta, az anyag kilágyulhatott. Ez már akkor is előfordulhatott, ha már egy kicsit is pontatlan volt a szabályozás valamelyik műveletben (hőkezelés, nitridálás). A gyorsacélnál ez azért nem jelentkezhetett, mert azokat az ötvözeteket arra tervezik, hogy a forgácsolás közben fellépő magas hőmérsékleten is megőrizzék tulajdonságaikat.

5. Hasonló körülmények között gáz és plazmanitridált próbatestek összehasonlítása 5.1. A kísérletek leírása A gáz közegű nitridálás a Miskolci Egyetem Mechanikai Technológiai Tanszékén, míg a plazmanitridálás a Marosvásárhelyi Plasmaterm SA vállalatnál készült. A méréseket a Mechanikai Technológiai Tanszéken végeztem. A kísérleteket két anyagminőségen végeztem: C45 nemesíthető, ötvözetlen acélon és 16MnCr5 gyengén ötvözött betétedzésű acélon. Az anyagok szabványos összetétele a 4. táblázatban olvasható. 4. táblázat. A kísérletek során használt anyagok kémiai összetétele C45 anyagminőség C 0,45

Si 0,3

Egyéb -/S=0,03

Mn 0,7

16MnCr5 anyagminőség C 0,17

Si 0,3

Mn 1,2

Cr 0,9

Egyéb -/S=0,03

A két anyagminőség esetében kialakítottuk a nitridálás előtt a szívós magszerkezetet. C45 anyagminőség esetében nemesítés történt 860°C-os ausztenitesítéssel és 580°C-os megeresztéssel. Ily módon kialakult a szferoidites szövetszerkezet. A 16MnCr5 anyagminőség normalizálva volt 860°-on, így szövetszerkezete ferrit-perlit lett. A kísérletek során plazma és gáznitridálás is történt, az alkalmazott technológiai paramétereket az 5. táblázat tartalmazza. Gáz karbonitridáláskor az alkalmazott gázkeverék: 100 l/h NH3+100 l/h N2+4 l/h CO2 Gáz karbonitridáláskor a Floe eljárás során a használt kemence kialakítása és vezérléstechnikai okokból nem az irodalmi összefoglalóban bemutatott módon került megvalósításra az aktív (nitridálási) és a diffúziós szakasz: mindkét hőmérsékleten az aktív szakaszban a teljes gázkeverék áramlott a kemencébe, míg a diffúziós szakaszban csak nitrogéngáz. Az eljárás hőmérséklet-idő diagramját mutatja a 37. ábra.

40

5. táblázat. Az alkalmazott technológiai paraméterek Jel

Technológia

Hőmérséklet

Idő

1

Gáz

Karbonitridálás

560

10óra

2

Gáz

Karbonitridálás

525

8óra

3

Gáz

Karbonitridálás

560

8óra, Floe

4

Gáz

Karbonitridálás

525

8óra, Floe

5

Plazma

Nitridálás

515

3óra

6

Plazma

Nitridálás

515

7óra

7

Plazma

Karbonitridálás

570

2óra

8

Plazma

Karbonitridálás

570

3óra

37. ábra. Az alkalmazott Floe eljárás

5.2. Eredmények Az elvégzett hőkezelések után a mintákat kettévágtuk, majd befogóba helyeztük. Mivel a nitridált próbadarabok felülete igen kemény, a nitridált felület mellé rézlapot helyeztünk a befogáskor, hogy megakadályozza a réteg károsodását a csiszolatkészítés közben. A mikroszkópi csiszolatok készítése során a darabok csiszolva, polírozva, majd maratva lettek 2%-os Nitallal. Az így előkészített darabokon mikroVickers keménységmérést végeztünk, 100g-os terhelő erővel, 10s-os terhelési idővel. Minden ábrázolt eredmény 3 mérés átlaga.

41

A vegyületi réteg mélysége a mikroszkópi csiszolaton egyértelműen látszik. A diffúziós zóna melységének meghatározásakor a határ 300HV0,1 volt, ennél az értéknél lett kijelölve nitridált réteg mélysége. Meg kell jegyezni, hogy a keménységmérések során az alapanyag keménységének elérésekor sem volt teljesen azonos a mérhető keménység. Ez az ingadozás abból ered, hogy a mikroVickers keménységmérés során a gyémántgúla a gyengén ötvözött acél esetén egyes esetekben ferrit, más esetekben perlit szemcsébe szúrt bele, C45 anyagminőség esetén pedig nemfémes zárványok kerültek a mérési területre és így a mért keménység nagy szórást mutatott, mivel nem átlag, hanem helyi keménységértéket adott. 5.2.1. Gáznitridálás A próbatesteken végzett mikrokeménység mérések alapján kapott eredményeket gáznitridálás esetében C45 anyagminőség esetében a 38. ábra, 16MnCr5 anyagminőség esetében a 39. ábra mutatja. 560°C, 10 óra

525°C, 8 óra

Floe 560°C, 8 óra

Floe 525°C, 8 óra

700 650

600

Mikrokeménység [HV0,1]

550

500 450

400 350 300 250 200 150 0

0,2

0,4

0,6 0,8 1 1,2 1,4 Felülettől mért távolság [mm]

1,6

1,8

38. ábra. C45-ös anyagminőség mikrokeménysége, gáznitridálás

42

2

560°C, 10 óra

525°C, 8 óra

560°C, Floe

525°C, Floe

700 650

600

Mikrokeménység [HV0,1]

550

500 450

400 350 300 250 200 150 0

0,2

0,4

0,6 0,8 1 1,2 1,4 Felülettől mért távolság [mm]

1,6

1,8

2

39. ábra. 16MnCr5-ös anyagminőség mikrokeménysége, gáznitridálás A C45-ös anyag esetében a nitridálás során elért keménységnövekedés nem jelentős, hiszen a maximális keménység nem éri el a 460 HV0,1-t. Ez azzal magyarázható, hogy C45 esetében elhanyagolható mennyiségű nitridképző ötvöző van az anyagban, így jelentős keménységnövekedéshez szükséges vegyületek nem alakulhatnak ki, valamint a N diffúziója egyenletesnek tekinthető, mivel nincs jelen ötvöző, ami ezt befolyásolná. 16MnCr5 esetében a nitridképzők keménységnövelő hatása egyértelműen megfigyelhető. Közös jellemző mindkét anyag esetén, hogy a Floe eljárással végzett hőkezelés esetén mélyebb rétegekben is magasabb keménység értékeket kapunk, mint az egylépcsős hőkezelésnél. Továbbá mindkét anyagminőség esetében elmondható, hogy a Floe eljárás alkalmazásával csökken a diffúziós zóna maximális keménysége. A kapott keménység értékek függvényében megvizsgálható a diffúziós zóna mélysége, a mikroszkópi kép alapján pedig megállapítható a vegyületi réteg vastagsága.

43

560°C, 10 óra

525°C, 8 óra

Floe 560°C, 8 óra

Floe 525°C, 8 óra

Diffúziós zóna mélysége [mm]

0,6 0,5 0,4

0,3 0,2 0,1 0

40. ábra. Diffúziós zóna mélysége C45 gáznitridálása esetén 560°C, 10 óra

525°C, 8 óra

Floe 560°C, 8 óra

Floe 525°C, 8 óra

Diffúziós zóna mélysége [mm]

0,6 0,5

0,4 0,3 0,2

0,1 6E-16 -0,1

41. ábra. Diffúziós zóna mélysége 16MnCr5 gáznitridálása esetén C45-ös anyag esetén a rétegnek a mélysége igen csekély, hiszen kis mértékű keménységnövekedés következett be az anyagban. Ez látható már a keménységgörbénél is mivel a 220-240 HV0,1 alapkeménységnél alig magasabb, 360-380 HV0,1 keménységet kaptunk. 16MnCr5 esetén a diffúziós zóna mélysége az egylépcsős karbonitridálás esetén kisebb, mint C45 anyagminőségnél. A kisebb rétegmélység lehetséges oka, hogy a nitridképző ötvözők lassítják a nitrogén diffúziójának mértékét az anyag belseje felé.

44

42. ábra. Mikroszkópi kép, C45 anyagminőség, gáznitridálás

43. ábra. Mikroszkópi kép, 16MnCr5 anyagminőség, gáznitridálás A vegyületi réteg vastagságánál is alátámasztják a kapott eredmények az elméleti magyarázatot. A két anyagminőség összehasonlítása esetén - mind a mikroszkópi képeken (42. és 43.. ábra), mind a leolvasott értékek alapján készült diagramokon (44. és 45. ábra látható, hogy a 16MnCr5 acél esetében – amely nitridképzőt tartalmaz – egylépcsős eljáráskor nagyobb a vegyületi réteg vastagsága. A C45 mikroszkópi felvételein látható, hogy a nemesítést (a nem kielégítő ausztenitesítés miatt) nem sikerült megfelelően elvégezni, mert a szövetszerkezet nem homogén. Ez is oka lehet, hogy nagyobb szórást tapasztalhattunk a keménységértékekben.

45

560°C, 10 óra

525°C, 8 óra

Floe 560°C, 8 óra

Floe 525°C, 8 óra

Vegyületi réteg vastagsága [μm]

22 20 18 16

14 12 10 8 6 4 2 0

44. ábra. Vegyületi réteg vastagsága C45 gáznitridálásnál 560°C, 10 óra

525°C, 8 óra

Floe 560°C, 8 óra

Floe 525°C, 8 óra

22

Vegyületi kéreg mélysége [μm]

20 18 16

14 12 10 8 6 4 2 0

45. ábra. Vegyületi réteg vastagsága 16MnCr5 gáznitridálásnál A fenti diagramok alapján látható, hogy a Floe eljárással kezelt daraboknál valóban kisebb vegyületi réteg vastagságot kapunk, mint az egylépcsős eljárásnál. 525°C-nál az egylépcsős eljárásnál a réteg vastagsága 8-12μm, Floe eljárásnál ez az érték mindössze 5-7μm. A Floe eljárás másik előnye, hogy a vegyületi réteg porozitása is lényegesen kisebb lesz, amely a mikroszkópi képen is jól megfigyelhető. A felnagyított mikroszkópi képeken (46. ábra) jól látható a vegyületi réteg és annak porozitása.

46

46. ábra. A vegyületi kéreg porozitása A porozitás mértékét ábrázolja a 4Hiba! A hivatkozási forrás nem található. és a 4Hiba! A hivatkozási forrás nem található.: Látható, hogy a Floe eljárás esetén jelentős javulást értünk el. A mikroszkópi képen megállapított porozitási mélység után – feltételezve, hogy a porozitás egyenletes az egész felületen – egyszerű arányosítással megkaptam a porozitás mértékét. C45 esetén az alábbi vegyületi kéreg porozitás mértékek adódtak: 560°C, 10 óra: (1  4,33 /17,3) 100  75% 525°C, 8 óra: (1  4,76 /11,9) 100  60% 560°C, Floe: (1  8,33 /11,9) 100  30% 525°C, Floe: (1  6,84 / 7, 2) 100  5% 16MnCr5 esetén az alábbi vegyületi kéreg porozitás mértékek adódtak: 560°C, 10 óra: (1 10,6 / 21, 2) 100  50% 525°C, 8 óra: (1  5, 25 /10,5) 100  50% 560°C, Floe: (1 10,35 /13,8) 100  25% 525°C, Floe: (1  4,99 / 5, 25) 100  5%

47

(4.1) (4.2) (4.3) (4.4) (4.5) (4.6) (4.7) (4.8)

560°C, 10 óra

525°C, 8 óra

Floe 560°C, 8 óra

Floe 525°C, 8 óra

80

Porozitás mértéke [%]

70 60

50 40 30 20 10 0

47. ábra. C45 porozitása, gáznitridálás 560°C, 10 óra

525°C, 8 óra

Floe 560°C, 8 óra

Floe 525°C, 8 óra

80

Porozitás mértéke [%]

70 60

50 40 30 20 10 0

48. ábra. 16MnCr5 porozitása, gáznitridálás 5.2.2. Plazmanitridálás A próbatestek plazmanitridálással elvégzett hőkezelése után a keménység görbéit mutatja C45 anyagminőség esetében a 4Hiba! A hivatkozási forrás nem található., 16MnCr5 anyagminőség esetében a Hiba! A hivatkozási forrás nem található..

48

515°C, 3 óra

515°C, 7 óra

570°C, 2 óra

570°C, 3 óra

700 650

600

Mikrokeménység [HV0,1]

550

500 450

400 350 300 250 200 150 0

0,2

0,4

0,6 0,8 1 1,2 1,4 Felülettől mért távolság [mm]

1,6

1,8

2

49. ábra. C45-ös anyagminőség plazmanitridálás utáni keménységgörbéje 515°C, 3 óra

515°C, 7 óra

570°C, 2 óra

570°C, 3 óra

700 650

Mikrokeménység [HV0,1]

600 550 500 450 400

350 300 250 200 150 0

0,2

0,4

0,6

0,8 1 1,2 1,4 Felülettől mért távolság [mm]

1,6

1,8

2

50. ábra. 16MnCr5 anyagminőség plazmanitridálás utáni keménységgörbéje Plazma(karbo)nitridálás esetén hasonló eredményeket kaptunk, mint gáz karbonitridáláskor, de ki kell hangsúlyozni, hogy ezek a hőkezelések rövidebb ideig tartottak. Ennél az eljárásnál a két anyagnál közel azonos a keménységgörbék lefutása, tehát a nitrogén 49

anyagba való bediffundálása hasonlóan ment végbe. Természetesen a 16MnCr5 esetében sokkal nagyobb keménység értékeket kaptunk az ötvözőelemeknek köszönhetően. Ennél az eljárásnál is kijelölhető a diffúziós zóna és megállapítható a vegyületi réteg vastagsága. 515°C, 3 óra

515°C, 7 óra

570°C, 2 óra

570°C, 3 óra

Diffúziós zóna mélysége [mm]

0,3 0,25 0,2

0,15 0,1 0,05 0

51. ábra. C45 anyagminőség diffúziós zóna mélysége, plazmanitridálás 515°C, 3 óra

515°C, 7 óra

570°C, 2 óra

570°C, 3 óra

Diffúziós zóna mélysége [mm]

0,3 0,25 0,2

0,15 0,1 0,05 0

52. ábra. 16MnCr5 anyagminőség diffúziós zóna mélysége, plazmanitridálás A két anyagminőség összehasonlításakor hasonló megállapítást tehetünk a vegyületi kéreg vastagságával kapcsolatban. Alacsonyabb hőmérsékleten vékonyabb kérgek alakultak ki. Az ötvöző elemek N-oldó képességét ez a hőmérséklet különbség is jelentősen befolyásolta. Másik fontos körülmény, hogy az alacsonyabb hőmérsékleten tisztán nitridálást végeztünk, míg magasabb hőmérsékleten karbonitridálást. A vegyületi réteg vastagságát a Hiba! A hivatkozási forrás nem található., valamint a Hiba! A hivatkozási forrás nem található. mutatja.

50

515°C, 3 óra

515°C, 7 óra

570°C, 2 óra

570°C, 3 óra

Vegyületi réteg vastagsága [μm]

10

9 8

7 6

5 4

3 2

1 0

53. ábra. C45 vegyületi réteg vastagsága, plazmanitridálás 515°C, 3 óra

515°C, 7 óra

570°C, 2 óra

570°C, 3 óra

Vegyületi réteg vastagsága [μm]

10

9 8

7 6

5 4

3 2

1 0

54. ábra. 16MnCr5 vegyületi réteg vastagsága, plazmanitridálás A vegyületi réteg vastagsága egyenes arányban változik a hőmérséklet és az időtartam növelésével. Plazma karbonitridálás esetén a vegyületi réteg vastagságát a technológiai paraméterek mellett a gázkeverékben lévő CO2 is befolyásolja, mivel az így képződő εkarbintridben található karbon fajlagos térfogata még jobban megnöveli a réteg vastagságát A legfontosabb előnye a plazmanitridálásnak a rétegszerkezet szempontjából, hogy a vegyületi réteg minden esetben porozitásmentes volt. Ez jól látszik a mikroszkópi képeken is (55. és 56 ábra).

51

55. ábra. Mikroszkópi kép, C45 anyagminőség, plazmanitridálás

56. ábra. Mikroszkópi kép, 16MnCr5 anyagminőség, plazmanitridálás

5.3. A kísérletek eredményeinek összefoglalása Az eredmények kiértékelésénél megvizsgáltuk a mikrokeménységet, a kialakult vegyületi és diffúziós zónákat és ezek alapján a technológiák közötti eltéréseket. Minden eredményre az eljárási sajátosságok és anyagminőségből eredő különbségek alapján lehet magyarázatokkal szolgálni. A magasabb hőmérsékleten elvégzett hőkezelések mindig nagyobb rétegmélységet eredményeztek, mint az alacsonyabb hőmérsékletűek. A hőkezelés időtartamának növelése is a rétegmélység növekedésével jár. Összefoglalva a vizsgálati eredményeket a tapasztalataink teljes összhangban vannak az előzetesen bemutatott elméleti ismeretekkel, mely szerint plazmanitridálás esetén rövidebb idő alatt lehet azonos vastagságú kérget elérni, mint gáznitridálás esetén. Gáznitridálásnál pedig jól látható a diagramok alapján a Floe eljárás előnye, a kisebb porozitás. 52

5.4. A gáz és plazmanitridálás összehasonlítása A hőkezelések folyamatai és technológiái folyamatosan fejlődnek és a mai napig vannak lehetőségek a továbbfejlesztésre és az újításokra, így a termokémiai kezelések is folyamatos innováció, vizsgálatok és kísérletek tárgyai. A plazmanitridálás például több évtizedes múltra tekinthet vissza, mégis a mai napig számos publikáció szól a technológiai folyamatai újításairól és fejlesztéséről és ezzel párhuzamosan egyre inkább háttérbe kerül a gázközegű nitridálás technológiai fejlesztése. A technológiai újítások, korszerűsítések mellett egyre inkább fontos kérdéssé válnak a környezetvédelmi és gazdaságossági szempontok. Ez alól a gyártástechnológiák sem kivételek, mivel a környezetvédelmi kérdések jogilag szabályozottak, ezért a vállalatoknak kötelességük ezeknek eleget tenni. Gazdasági szempontból a vállalatok törekednek arra, hogy termékeiket minél kisebb anyag- és energia felhasználással állítsák elő. Ezzel egyértelműen a profitnövelés a cél. Másrészről pedig, a cégek jogilag rá vannak kényszerítve a környezetvédelemre, ezért a technológiai újítások nemcsak a környezet, de saját érdekeiket is képviselik, mivel így csökkenthetőek a környezetvédelmi intézkedések ráfordításai, ezáltal újabb profit növelés érhető el. Például a sófürdős hőkezelések háttérbe szorulnak környezetvédelmi okokból, mivel költséges a folyamat során keletkező mérgező anyagok semlegesítése. Emiatt a gáz- és plazmanitridáló eljárásokat használják manapság a legtöbbet. Nemzetközi kezdeményezések foglalkoznak a környezet védelmével, mivel a globális környezeti változások egyre fenyegetőbb és égetőbb kérdéseket vetnek fel. További kutatásaink során a költséghatékony és környezetkímélő plazmanitridálási technológia terén kívánunk további tapasztalatokat szerezni különböző anyagminőségek kezelése során.

6. Köszönetnyilvánítás A tanulmányban ismertetett kutatómunka a TÁMOP-4.2.1.B-10/2/KONV-2010-0001 projekt eredményeire alapozva a TÁMOP-4.2.2.A-11/1/KONV-2012-0029 jelű projekt részeként – az Új Széchenyi Terv keretében – az Európai Unió támogatásával, az Európai Szociális Alap társfinanszírozásával valósult meg.

53

7. Irodalomjegyzék [1]

[2] [3] [4] [5] [6]

[7] [8] [9] [10] [11] [12] [13]

[14] [15] [16]

Dr. Balogh András – Dr. Schäffer József – Dr. Tisza Miklós: Mechanikai technológiák, HEFOP-3.3.1-P.-2004-09-0102/1.0 SZ. projekt, Miskolc (2007) pp. 55-63. Kocsisné Baán Mária: Hő-és felületkezelési eljárások, Miskolc Egyetem, elektronikus tananyag Frank Czerwinski: Thermocemical Treatments of Metals Chapter 5 pp. 75-87 A. M. Minkjevics: Az acél termokémiai kezelése, Nehézipari Könyv- és Folyóiratkiadó Vállalat, (1951) pp.5-6. Dr. Konkoly Tibor: Hőkezelés, Tankönykiadó, Budapest, (1987) pp.3-5., 148159. Lizák J., Romvári P., Schäffer J., Szabó E.: Szerkezeti-és szerszámacélok termokémiai kezelései A1 hőmérséklet alatt, Gépipari Tudományos Egyesület X. Országos Hőkezelési Szeminárium, Miskolc-Tapolca, 1983. október 26-28., pp. 41-90. D. Pye, Nitriding Techniques and Methods, Steel Heat Treatment Handbook, G.E. Totten and M.A.H. Howes, Ed., Marcel Dekker, 1997, pp. 721–764. Dr. Frigyik Gábor, Hőkezelési Technológiák Számítógépes Tervezése, HEFOP3.3.1-2004-06-0012, Miskolc 2006, elektronikus tananyag, pp. 18-23. ASM International Handbook Committee, ASM Handbook Volume 4: Heat Treating, United States, ASM International, 1995, ISBN: 0-87170-379-3 P. Astley, Liquid nitriding: development and present applications, Heat Treatment'73, The Metals Society, London, 1975, pp. 93-97 Metallurgical and Materials Transactions A, Volume 33, Issue 8, August 2002 (ASM-TMS-Springer) B. Edenhofer, Physical and metallurgical aspects of ionitriding, Heat Treatment of Metals, 1974.1, pp. 23 C.F. Floe, A Study of the Nitriding Process Effect of Ammonia Dissociation on Case Depth and Structure, reprinted from Trans. ASM, Vol 32, 1944, Source Book on Nitriding, P.M. Unterweiser and A.G. Gray, Ed, American Society for Metals, 1977, pp. 144–171 D. Pye, Nitriding Techniques and Methods, Steel Heat Treatment Handbook, G.E. Totten and M.A.H. Howes, Ed., Marcel Dekker, Inc.,1997, pp. 721–764 "Edelstahl Witten-Krefeld GMBH," Nitrodur nitriding steels, [Online]. Available: www.schmolz-bickenbach.co.za. Ovako Ltd, 2012. [Online]. Available: www.ovako.com 54

[17] [18] [19] [20] [21]

"Nickel Alloy Nitriding Steels, Nickel Alloy Steels Data Book, Section 4, Bulletin A," The International Nickel Company, 1968. V. Homberg and C. Floe, Nitralloy and nitriding including the new Floe process, Nitralloy Corporation, 1954. K.-E. Thelning, Nitriding, Steel and Its Heat Treatment, 2nd ed., Butterworths, 1984, pp. 492-544 David Pye, Practical Nitriding and Ferritic Nitrocarburizing, 2003, ISBN: 087170-791-8 pp. 125-136. Tisza Miklós: Anyagvizsgálat, Miskolci Egyetemi Kiadó, 2001., ISBN 963 661 452 0

[22]

Dr. Kuzsella Lászlóné Koncsik Zsuzsanna: Felületmódosítással összefüggő anyagvizsgálati kérdések, Miskolci Egyetem, Elektronikus tananyag

[23]

Dr. Kuzsella László, Kovács Tünde: Két kopási módszerrel meghatározott kopási együttható összehasonlítása, X. Fiatal Műszakiak Tudományos Ülésszaka, Kolozsvár 2005. március 18-19.

[24]

Czinege Imre, Csizmazia Ferencné, Kozma István: Új lehetőségek a roncsolásmentes vizsgálati technikában, Elektronikus folyóirat, 2011/1-2

[25]

http://www.boehler.hu/

55