Табл.2.4.

Экспериментальные и расчетные значения глубины упрочнения

от hmax входных параметров

Построение математических моделей плазменного поверхностного упрочне­ния, отражающих кинетику процесса, основано на решении не линейных краевых задач теории теплопроводности. Корректное описание теплофизических процессов взаимодействия плазменной струи (дуги) с поверхностью обрабатываемого мате­риала, возможно лишь с учетом необратимых процессов, сопровождающих поверх­ностную закалку детали, полиморфных превращений, окислительных реакций на

поверхности, энергетических потерь на плавление и испарение материала, измене­ние теплофизических свойств материала при нагреве и охлаждении. В качестве основы такой модели можно использовать «задачу Стефана» со свободной границей σ, являющейся фронтом мартенситного образования. Матема­тическая постановка такой задачи сводится к определению температурных полей в поверхностном слое детали и к расчету границ раздела при полиморфных превра­щениях. Аналитическое решение возможно только при ряде упрощений. В работе [24] представлена математическая модель плазменного поверхностного упрочнения азотирования из газовой фазы.

2.2. Фазовые и структурные превращения при плазменном нагреве металлов

Несмотря на различие физических процессов, лежащих в основе того ими иного способа поверхностного упрочнения металлов (плазменного, лазерного, электронно-лучевого и т.д.), для всех характерна общая особенность - фазовые и струк­турные превращения протекают в условиях далеких от равновесия. Рассмотрим фи­зические причины, позволяющие использовать сверхскоростной нагрев при термической обработке металлов. При использовании большинства видов термической обработки металлов с медленным нагревом для получения неравновесной структуры температура нагрева назначается выше на 30-50 ° С, критических температур Ас1 и Ас3.

 При рассмотрении диаграммы видно, что используется только низкотемпе­ратурная часть аустенитной области. Температурный интервал до перехода в жид­кое состояние остается очень большим и составляет 400-700°С (в зависимости от состава стали) [1]. В работах [1,9,16,18-22] показано, что нагрев металлов, со скоростью υ = 102 – 106 º С , вызывает смещение фазовых превращений рис.2.3. в область температур на 50-300° С.

 В связи с этим, из всего температурного интервала существования аустенит­ной области , практика плазменного поверхностного нагрева (без оплавления по­верхности) используется 1/3 его величины тогда, как при медленном нагреве ис­пользуется только 1/20 температурного интервала аустенитной области.

Известно, что размер зерен аустенита, в первую очередь, зависит от отношенияскоростей двух элементарных процессов: - возникновения центров (зародышей) п и их роста С . Чем больше это отношение, тем меньше начальное зерно S обра­зующейся фазы - аустенита. С повышением температуры наблюдается все большее количественное опережение скорости зарождения над скоростью роста. При сме­щении фазовых превращений в сторону высоких температур, процесс зарождения становится доминирующим над процессом роста зерен. Регулируя скорость нагрева (т,е„ количество введенной энергии в поверхностный слой металла) можно получать различные соотношения n/c. Поэтому, использование скоростного нагрева позволяет различное состояние аустенита - от крупнозернистого до мелкозернистого.

Рис. 2.З. Повышение температуры точки Ас3 в сравнении с равновесной в зависимости от скорости нагрева

Смещение основных фазовых превращений в область высоких температур (внутри существования γ - области на диаграмме Fe – Fe3 C3 позволяет получать новые условиядля процесса диффузионного насыщения поверхностных слоев легирующими эле­ментами (азот, борэ кремний, углерод и т.д.). Проникновение диффундирующих атомов в поверхностный слой металла, имеющий зародыши новой фазы по разме­рам, близким к критическим, происходит более интенсивно, чем при печной цемен­тации, азотировании и т.д. Именно совмещение процессов диффузионного насыще­ния и зарождения аустенита в поверхностном слое приводит к ускорению в 15-20раз процессов цементации, азотирования и т.д. Таким образом, наличие большего температурного интервала существования у - области на диаграмме Fe – Fe3 C является одной из основных причин, позволяющих использовать сверхскоростную обработку (при помощи плазменной струи (дуги) для широко распространенных сортов стали.

Процесс плазменного поверхностного упрочнения без оплавления поверхно­сти включает четыре стадии: нагрев, фазовое (α → γ) превращение, частичную гомогенизацию, быстрое охлаждение.

Нагрев.

Нагрев поверхности металла со скоростью порядка 103 -105 º С /с считается одной из наиболее важных особенностей плазменного упрочнения. Степень нагрева и размер нагреваемого объема материала зависит от интенсивности теплового ис= точника ^ и времени его воздействия t . Чем выше концентрация энергии источни­ка, тем меньше размер нагреваемого объема и больше скорость его нагрева dТ/dt .

При медленном нагреве со скоростью υ имеющиеся в металле внутреннее напряжение релаксируют в следствии процесса полигонизации. С увеличением скорости нагрева υ1 >υ в следствие инерционности процессов и перераспределении дислокационной структуры, полигонизация не успевает произойти и уменьшение внутренних напряжений осуществляется путем рекристаллизации что вызывает измельчание ферритных зерен. Это в дальнейшем (при α → γ превращении) приводит к образованию мелкозернистой структуры аустенита, которая после охлаждения дает мелкодисперсный мартенсит [1.15].

В работах по термической обработке ТВЧ [17-20] показано, что при опреде­ленном увеличении скорости нагрева рекристаллизационные процессы не успевают произойти и изменение зерна не наблюдается. Поэтому , для исходной ферритно-цементитной структуры рекомендуются оптимальные скорости нагрева в диапазоне υ1< υопт< υ2. Характерные значения для стали υ 1=200 ..... 600° С\с и υ 2 = 104-106 С\с [1,9,15,16,20].

 При использовании плазменного нагрева в поверхностном слое образуется более высокодисперсный мартенсит по сравнению с нагревом ТВЧ, хотя средние скорости нагрева для обоих методов одинаковы. При нагреве ТВЧ сплавов железа существенное влияние на кинетику нагрева оказывает превращение феррита. При достижении точки Кюри переход в парамагнитное состояние приводит к резкому замедлению темпа нагрева. Плазменный нагрев позволяет поддерживать очень вы­сокий темп роста температуры, вплоть до стадии интенсивногоα → γ превращения. Поэтому, при плазменном нагреве эффективные значения скорости нагрева выше, чем при нагреве ТВЧ. Сравнение эффективных значений скорости нагрева при плазменном, лазерном и электронно-лучевом упрочнении показывает, что в двух последних случаях температурный интервал аустенитного превращения сдвинут в область более высо­ких температур, по сравнению с плазменным. Это объясняется тем, что при лазер­ном и электронно-лучевом упрочнении обеспечивается наибольшая плотность по­тока энергии на поверхности, а, следовательно, и более высокие скорости нагрева. Исползование высоких скоростей приводит к наследованию дефектов ис­ходной структуры. Показано [21], что повышение твердости связано с дроблением блоков мозаики и значительным увеличением плотности дефектов кристаллической решетки, превышающим величины для случаев традиционной закалки. Положительное влияние на результат плазменного упрочнения оказывают термоупругие напряжения, которые с одной стороны увеличивают плотность де­фектов, с другой - способствуют развитию рекристаллизационных процессов из­мельчения зерна.

α → γ превращения при плазменном упрочнении.

 При изменении фазово­го состояния возможны два типа превращения: диффузионное и без диффузионное. Принято считать, что при медленном нагреве железоуглеродистых сплавов α → γ превращение происходит по диффузионному механизму. В работе [20] показано, что смена диффузионного механизма при α → γ превращении на бездиффузионный происходит при скорости нагрева 70 000-80 000° С\с.

Табл.2.5.

Параметры тонкой кристаллической структуры сталей после упрочнения азотной плазменной струей [21]

Анализ результатов исследования [1, 10, 15. 17-22] по скоростному нагреву сталей с помощью различных источников тепла позволяет сделать вывод возможного существования обоих механизмов α → γ превращения. При нагреве сталей с ис­ходной перлитной структурой (скорость нагрева υ≤500° С\с) преобладающим ме­ханизмом аустенизации является диффузионный. Нагрев со скоростью выше 1000º С/с вызывает образование устойчивого и неустойчивого аустенита в силу действия одновременно двух различных процессов - диффузионного и бездиффузионного. При этом, та часть аустенита, которая образовалась по бездиффузионному механизму не может быть устойчивой в межкритическоминтервале температур, т.к. температура малоуглеродистого аустенита ниже равновесной. Неустойчивость аустенита в межкритическом интервале температур свидетельствует о том, что угле­рода в нем меньше, чем этого требуется при диффузионном механизме превращения [17], при котором углерода всегда достаточно для создания устойчивого аустенита.

С увеличением скорости нагрева количество мест для зарождения центров новой фазы быстро исчерпывается, а рост имеющихся центров (зависящий от диффузионных процессов) не обеспечивает достаточную скорость протекания α → γ превращения, что приводит к доминированию бездиффузионного механизмааустенизации. При превышении некоторой величины скорости нагрева Vкр диффузи­онный механизма полностью вытесняется бездиффузионным [20]. По мнению [1,17- 20], увеличение роли бездиффузионного механизма с ростом скорости нагрева соот­ветствует следующая особенность процесса аустенизации стали с исходной ферритно-цементитной структурой:

 - в доэвтиктоидных сталях возможна ситуация, когда приV<Vкр перлит превращается в аустенит диффузионным механизмом, а свободный феррит – бездиффузионным. При этом аустенит, образующийся из перлитной колонии, имеет концентрацию углерода, близкую к 0,8 %, а приращение свободного феррита приводит к образованию малоуглеродистого аустенита. Поэтому количество углерода в аустените и степень его неоднородно­сти можно регулировать скоростью нагрева.

Скорости нагрева V ≈ 106 ºС\с, по мнению [1,15,19,20],являются предельными, так как интервал α → γ превращений достигает температуру плавления. Бездиффузионный механизм α → γ превращения наблюдается и в случае с ис­ходной мартенситной структурой. При нагреве со скоростьюV ≈ Vкр распада мар­тенсита не происходит, иα → γ превращение имеет характер обратного мартенситного превращения. По мнению [1,19,20] , температура превращения зависит от со­става сплава и может быть как выше, так и ниже равновесной температуры. Образовавшийся аустенит при обратном мартенситном превращение наследует от мар­тенсита дефектную структуру, что при последующей закалке приводит к повышению плотности дислокации и повышению твердости.

Особенностиα → γ превращения легированных сталей связаны с замедлени­ем в этих сталях диффузионных процессов, уменьшения температурного интервала γ - фазы и с понижением температуры мартенситного превращения аустенита. При нагреве легированных сталей роль бездиффузионного механизма α → γ превращения возрастает.

Однако уменьшение температурного интервала γ – фазы в условиях бы­строго нагрева характеризуется большей вероятностью оплавления поверхности.

При оплавлении, карбиды, входящие в состав легированных сталей, растворяются и образовавшийся аустенит насыщается легирующими элементами, и при последую­щем охлаждении не претерпевает фазового превращения.

Гомогенизация

 При традиционных методах упрочнения (использующих медленный нагрев) применяют изотермическую выдержку при достижении максимальной температуры закалки.

В результате такой выдержки происходит α → γ - превра­щение феррита, растворение карбидов с последующим распределением углерода и легирующих элементов [17].

Образующийся аустенит имеет постоянную по всему объему концентрацию атомов. Изменяя время выдержки можно в определенных пределах управлять степенью гомогенизации аустенита. При плазменном упрочнении аустенизация стали протекает в неизотермических условиях, поэтому процессы гомогенизации ограничены незначительным про­межутком времени пребывания металла в аустенитном состоянии

Отсутствие выдержки при максимальной температуре нагрева приводит к неравномерному рас­пределению углерода и других элементов в зерне аустенита.

Для сплавов с исходной ферритно-цементитной структурой вне зависимости от механизма α → γ - превращения, по мнению [15-22], частичное протекание процес­сов гомогенизации (для скоростных нагревов) является необходимым условием по­вышения твердости.

Согласно [17-19, 22] для диффузионного механизма образова­нии зародышей аустенита, общая скорость превращения зависит от диффузии угле­рода.

Страницы: 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, 8, 9, 10, 11, 12