Дипломная работа: Плазменное поверхностное упрочнение металлов

Табл.2.4.

Экспериментальные и расчетные значения глубины упрочнения

от hmax входных параметров

№	υ, м/c	g, кВт/м2	а, см2/с	hэксп, МПа	hрас, МПа
1	2	3	4	5	6
1. 2. 3. 4. 5. 6. 7. 8. 9. 10. 11. 12. 13. 14. 15.	0,5 0,5 0,5 0,5 0,5 1,5 1,5 1,5 1,5 2,5 2,5 2,5 2,5 2,5	10 15 20 25 30 10 15 20 25 10 15 20 25 30	0,1 0,15 0,12 0,06 0,08 0,15 0,08 0,06 0,1 0,06 0,1 0,08 0,12 0,15	600 890 920 930 1250 310 250 130 410 45 120 140 330 500	623 831 882 945 1167 335 162 173 390 53 196 150 343 529

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]

Сталь	Вид обработки	Размер блоков * 10 -7, м	Микроискажения Δа/α * 102	Плотность дефектов * 1010, см-2
ЗОХГСА	Исходное состояние Плазменное упрочнение + отпуск (200º С) Объемная закалка  + отпуск (200º С)	2,1 0,086 0,34	0,168 0,3 0,437	0,47 4,01 1,12

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.

При α → γ - превращении по бездиффузионному механизму образования аустенита(без определенного насыщения его углеродом) возможно и он при быстром охлаждении возвращается к исходной ферритно-цементитной структуре (т.е. пересынщенного твердого раствора в железе не образуется) [28].

Поэтому, при описании фазовых переходов при плазменном упрочнении, важной задачей является установление количественной оценки диффузии углерода при неизотермических условиях.

При скоростном нагреве железоуглеродистых сплавов с мартенситной структурой происходит обратное мартенситное превраще­ние без заметного распределения углерода [17-20].

 По мнению [22], в этом случае необходимо оценить предельную скорость нагрева (для анализа диффузионных процессов), ниже которой происходит отпуск мартенсита.

Кроме того, необходима точная оценка критической скорости охлаждения аустенита для осуществления процессов закалки.

 Влияние скорости нагрева на величину зерна аустенита

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