Плазменное поверхностное упрочнение металлов Глава 2. Физико-химические процессы при воздействии плазменной струи (дуги) При воздействии плазменной струи (дуги) на поверхности обрабатываемого материала протекают различные физико-химические процессы. Характер их протекания определяется температурой, скоростью и временем нагрева, скоростью охлаждения плазмотрона, свойств обрабатываемого материала и т.д. В основе плазменного поверхностного упрочнения металлов лежит способность плазменной струи (дуги) создавать на небольшом участке поверхности высокие плотности теплового потока, достаточные для нагрева, плавления или испаре­ния практически любого металла. Основной физической характеристикой плазменного упрочнения является температурное поле, значение которого дает возможность оценить температуру в разных точках зоны термического воздействия (в разные моменты времени), скорость нагрева и охлаждения, а в конечном итоге структурное состояние и фазовый состав поверхностного слоя материала. 2.1. Тепловые процессы и материалы при плазменном нагреве Процессы поверхностного упрочнения требуют применения концентрированного источника нагрева с плотностью теплового потока на поверхности материала 103 - 106 Вт/см2 . Основным фактором, отличающим плазменный нагрев от лазерного нагрева, является механизм взаимодействия источника энергии с материалом. При лазерном нагреве световой поток излучения, направленный на поверх­ность материала, частично отражается от нее, а частично проходит в глубь материа­ла излучение. Излучение, проникающее в глубь материала, практически полностью поглоща­ется свободными электронами проводимости в приповерхностном слое толщиной 0,1 - 1 мкм [1]. Поглощение приводит к повышению энергии электронов, и вследст­вие этого, к интенсификации их столкновений между собой и передаче энергии кристаллической решеткой металла. Тепловое состояние металла характеризующееся двумя температурами: электронной Те и решеточной Тi , причем Те »Тi . С тече­нием времени (начиная со времени релаксации tР ~ 10-9 с) разность температур Те -Тi становится минимальной и тепловое состояние материала можно охарактеризовать общей температурой Тм . Дальнейшее распределение энергии вглубь материала осуществляется путем теплопроводности. Нагрев поверхности материала плазменной струей осуществляется за счет вынужденного конвективного и лучистого теплообмена: (2.1.) q = q k + qл Для приближенных расчетов тепловых потоков в поверхности используется модель лучистого и конвективного теплообмена основанная натеории погранично­го слоя [2], Плотность конвективного теплового потока определяется из выражения: (2.2.) где λ – коэффициент теплопроводности, Н - энтальпия единицы массы, Кт - термодиффузионный коэффициент, у - координата, нормальная к обрабатываемой поверхности. В общем виде конвективный нагрев поверхности обусловлен переносом энергии плазменной струи под действием теплопроводности, диффузии. На практике используют более простое выражение: (2.3.) где α–коэффициент теплопроводности Тплаз - температура плазменной струи на внешней границе пограничного слоя, Тпов - температура поверхности. Связь между α и параметрами плазменной струи выражается через критериальные зависимости (число Нуссельта, Прандля, Рейнольдса и т.д.) выбор для различных случаев взаимодействия плазмы с поверхностью приведен в работах. [2]. Согласно данных работ [3] доля лучистого переноса энергии от плазменной струи к поверхности металла составляет 2-8% от общего баланса энергии. В случае использования импульсной плазменной струи доля лучистого теплообмена возрастает до 20-30%. Лучистый поток к единице площади поверхности в нормальном направлении определяется следующим образом [4] (2.4.) где ξ 1 - интегральная поглощательная способность поверхности, ξ 2 - степеньчерноты плазмы σс - постоянная Стефана-Больцмана Т -температура плазмы Учитывая, что теплообмен между струей и поверхностью в основном определяется конвективной составляющей теплового потока, то пренебрегая лучистым теплообменом (за исключением импульсной плазменной струи) можно рассчитать тепловой поток по выражению Фея-Риддела [5] (2.5.) или (2.6) где Рг - усредненное число Прандля, (ρµ)ω , (ρµ)s - плотность и коэффициент динамической вязкости плазмы при температурах, соответственно, поверхности тела и внешней границы пограничного слоя, Lе - число Льгоса - Семенова, Ld - энергия диссоциации, умноженная на весовую долю атомов, со­ответствующую температуре струи, - градиент скорости в критической точке, равный ~ U плазм / dсопла hs - полная энтальпия плазменной струи. При нагреве поверхности металла плазменной дугой (плазмотрон прямого действия), эффективность нагрева возрастает за счет электронного тока q е (2.7.) q = q k +qл + qе Дополнительная тепловая мощность за счет электронного тока рассчитыва­ется из выражения: (2.8.) Эффективный КПД плазменно-дугового нагрева на 10-30 % выше, чем при использовании плазменной струи и может достигать 70=85 % [3,6]. Энергетический баланс плазменного нагрева при атмосферном давлении выглядит следующим образом: 70 % - конвективный теплообмен; 20 % - электронный ток; 10 % - лучистый теплообмен. При использовании плазменной струи (дуги), как источника тепловой энер­гии, наибольший интерес представляет распределение теплового потока по пятну нагрева. Распределение удельного теплового потока q2 в пятне нагрева приближен-но описывается законом нормального распределения Гаусса [7] q z = q2 m exp (- Kr 2 ) (2.9.) где К - коэффициент сосредоточенности, характеризующий форму кривой нормального распределения, а следовательно концентрацию энергии в пятне нагре­ва, q2 m - максимальный тепловой поток. Коэффициент сосредоточенности играет большое значениев процессах плазменного упрочнения, т.к. - регулирует скорость нагрева поверхностного слоя металла. Максимальная плотность теплового потока в центре пятна нагрева связана коэффициентом сосредоточенности выражением [7] (2.10.) Теплообмен между плазменной струей и упрочняемой поверхностью происходит в области пятна нагрева, условный диаметр которого равен: На границе этого пятна нагрева удельный тепловой поток составляет 0.05 % от максимального g 2т [7]. Параметры режима работы плазмотрона оказывают сильное влияние на коэффициент сосредоточенности. С увеличением силы тока К возрастает. Уменьшение диаметра сопла ( d !с ≤5) увеличивает К . С увеличением расхода плазмообразующего газа коэффициент сосредоточенности имеет максимум, рис.2. На коэффициент сосредоточенности оказывает большое влияние способ подачи газа, геометрия сопла и электрода. В таблице 2.1. приведены экспериментальные и расчетные величины эффективного КПД нагрева, коэффициента сосредоточенности, тепловой плазменной дуги в зависимости от способа подачи плазмообразующего газа, геометрии сопла и катода. Видно, что переход от максиальной к тангенциальной подаче газа в сопло (при постоянном расходе) увеличивает коэффициент сосредоточенности на 15-40 % при одновременном увеличении эффективного КПД нагрева. Параболическая форма сопла формирует хорошо направленный плазменный поток, по сравнению с другими формами, однако степень сжатия дуги при этом снижается. Использование кольцевого катода предпочтительнее при тангенциальной подаче газа, т.к. в случае аксиальной подачи нарушается однородность столба дуги Диаметр сопла, мм Длина канала сопла(мм) U,B I,A Способ подачи газа всопло Геометрия Эффективный КПД нагрева, % Коэффициент сосредоточенности дуги, см. сопла катода 1 2 3 4 5 6 7 8 9 2 4,4 35 100 тангенциальный цилиндр стержень 68 13,2 2 4,4 35 100 ------/------ парабола ------/------ 60 10,1 2 4,4 35 100 ------/------ раструб ------/------ 49 6,5 2 4,4 35 200 ------/------ цилиндр ------/------ 70 15,1 2 4,4 25 200 ------/------ парабола ------/------ 63 11,8 2 4,4 25 200 ------/------ раструб ------/------ 51 6,9 3 3 3 3 4,4 3,0 3,0 3,0 25 200 аксиальный цилиндр стержень 58 10,8 25 200 ------/------ цилиндр ------/------ 50 7,2 25 200 ------/------ цилиндр ------/------ 39 4,8 25 200 Аксиально-тангенциальный цилиндр ------/------ 61 11,2 4 5,0 23,5 300 аксиальный цилиндр стержень 63 11,5 4 5,0 23,5 300 аксиальный парабола ------/------ 54 8,1 4 5,0 23,5 300 аксиальный раструб ------/------ 50 5,1 4 5,0 23,5 300 Аксиально-тангенциальный цилиндр ------/------ 70 15,2 5 6,2 23 150 тангенциальный цилиндр кольцо 50 5,9 56,8 24 200 ------/------ ------/------ ------/------ 55 6,2 5 6,9 26 300 ------/------ ------/------ ------/------ 60 6,8 2 4 35 150 тангенциальный цилиндр стержень 65 17,8 33,5 24 300 ------/------ ------/------ ------/------ 60 16,8 4 6,2 28 300 ------/------ ------/------ ------/------ 64 17,1 Табл. 2.1. Влияние способа подачи газа (аргона) в сопло, геометрия сопла и катода на эффективный КПД нагрева и коэффициент сосредоточенности плазменной дуги Геометрия сопла по сечению сопла. При использовании сопла с фокусирующим газом коэффициент сосредоточенности увеличивается. От степени обжатия столба дуги зависят энергетические характеристики плаз­мотронов (напряжение дуги, эффективная тепловая мощность, концентрации тепло­вого потока и др.), [26,27]Так сжатие дуги, горящей в аргоне при силе тока 150-200Д-А (за счет изменения диаметра сопла и его положения по длине вольфрамового катод а), привело к увеличению напряжения дуги и напряженности электрического поля в столбе дуги, рис,2.2. Рис.2.2. Распределение теплового потока дуги g( r) по радиусу пятна нагрева малоамперной дуги в зависимости от степени сжатия [ 26]. 1-свободно горящая электрическая дуга; 2- незначительно сжатая электрическая дуга; 3- сжатая электрическая дуга Исследования, проведенные Новокрещеновым М.М., Рыбаковым Ю.В., Бадьяновым Б.Н., Давыдовым В.А. показали, что на коэффициент сосредоточенности аргоновой плазменной дуги оказывают влияние добавки WF6, SF6, SiCl4, CCl4 и дру­гих газов. Так небольшая добавка (0,02-0,5 %) ВР3 к аргону при одинаковых на­чальных условиях увеличивает эффективный КПД нагрева в среднем на 10-15 %, табл.2.2. Влияние добавок галогенидов к плазмообразующеьу газу на коэффициент сосредоточенности и эффективный КПД нагрева. Табл.2.2. Плазмообразующий газ Эффективный КПД нагрева, % Коэффициент сосредоточенности, см2 Ar Ar + BF3 Ar + CCl4 Ar + WF6 60 68 66 70 11,6 14,5 13,8 15,2 Увеличение коэффициента сосредоточенности объясняется деионизирующим воздействием галогенов в периферийной области столба дуги, что приводит к уменьшению сечения области проводимости и к повышению температуры. Известно положительное влияние галогенов на увеличение глубины проплавления при аргоно-дуговой сварке, что также связывается с эффектом контрагирования столба сварочной дуги. Проведенные автором эксперименты показали, что при плазменном поверхностном упрочнении в режиме дуги через слой галогенида,глубина уточненного слоя стали 45 увеличивается в 1,2-2,5 раза. Эффект увеличения глубины упрочнения тем выше, чем больше атомов галогена содержит флюсэ а также выше потенциал ионизации металла, входящего в соединение с галогеном, Галогены, увеличивающие глубину упрочненного слоя можно расположить в сле­дующем порядке: фтор,->бром,->хлорэ ->йод. Нанесение галогенов на поверхность металла связано с определенными трудностями, что ограничивает применение этого эффекта на практике. При использовании импульсной плазменной струи старость нагрева поверхности металла при длительности теплового импульса в пределах 100 мкс, достигает 107 º С\с, а скорость охлаждения 106 º С\с. При сокращении длительности импульса до 10 мкс, скорость нагрева и охлаждения увеличивается на порядок. Распределение теплового потока импульсной струи описывается кривой нормального распределения , а коэффициент сосредоточенности имеет несколько большее значение [8] (2.11) По концентрации теплового потока в пятне нагрева импульсные плазменные струи приближаются к электронному лучу и намного превосходят стационарные плазменные струи. Тепловые процессы при плазменном поверхностном упрочнении наиболее просто можно вычислить по известным аналитическим выражениям [7], которые представляют собой решение дифференциальных уравнений теплопроводности в линейной постановке при линейных граничных условиях. Уравнение процесса распространения тепла в массивном полубесконечном теле от мощного быстродвижущегося нормально-распределенного источника нагрева, каким является плазменная струя, имеет вид [7,9] (2.12) гдеТ - температура нагрева; у,z- ширина и глубина пятна нагрева; t - время; То - температура тела; g - эффективная мощность плазменной струи; λ,α - коэффициенты теплопроводности,температуропроводности; υ - скорость перемещения источников. Мгновенная скорость охлаждения: (2.13) W = dT / dt Уравнение распространения тепла для случая упрочнения плазменной дугой для точек, расположенных под центром анодного пятна, при скорости перемещения υ<3бм\ч имеет вид [10] (2.14) r - радиус анодного пятна; ξ - координата (глубина). Расчет по уравнению (2.12 – 2.14) показывает, что температура нагрева материала регулируется в интервале от начальной температуры до температуры плавления, скорость охлаждения от 104 до 106 º С\с. При действии на поверхность полубесконечного тела теплового источника движущегося вдоль оси X, следует различать медленнодвижущийея, быстродвижу-щийся и импульсный источники тепла. Первый случай имеет место тогда, когда теплонасыщение успевает произойти раньше, чем пятно нагрева пройдет расстояние, равное радиусу пятна нагрева. При этом максимальная температура нагрева материала находится в центре пятна нагрева. По мере увеличения скорости перемеще­ния теплового источника максимум температуры сдвигается к краю нагрева, в сторону, противоположную направлению перемещения теплового источника. Если теп­ловой источник движется с постоянной скоростью, то через определенный проме­жуток времени температурное поле вокруг движущегося источника стабилизирует­ся. При упрочнении импульсной плазменной струей, время распространения теплового потока соизмеримо со временем воздействия плазменной струи на материал. В реальных условиях после прекращения действия теплового источника происходит выравнивание температуры. При этом в начальный момент времени, после прекращения действия происходит продвижение изотермы с фиксированной температурой в глубь материала и после достижения определенной глубиныZmax имеет место, об­ратное перемещению данной изотермы [1,7]. Для одномерного случая температура любой точки материала на оси теплового источника, расположенного ниже плоскости Z = 0, определяется из выражения: (2.15) где Z -расстояние по оси; ierfc - функция интеграла вероятности; τим - длительность нагрева; r- радиус пятна нагрева; а, λ - коэффициенты температуропроводности и теплопроводности. При0 < 1 < τим в уравнении (2.5) приводится к упрощенному виду [1,7] (2.16) Плотность энергии в пятне нагрева W выражается по следующей зависимо­сти: гдеgэф - эффективная тепловая мощность плазменной струи(дуги), τ- длительность нагрева, d - диаметр пятна нагрева. С целью последующего вычисления протяженности по глубине зоны нагрева до температуры Т удобно использовать выражение для расчета температур в неяв­ном виде, полученное при допущении τ n ››√ at (2.17) где Z - глубина нагрева до температурыT ( z , t ); Из выражения (2.17) можно получить простую формулу определения протя­женности по глубине зоны нагрева до заданной температуры за счет плазменного нагрева. (2.18) Z ≈ 2√ a τим / π - Тλ /W Для получения за один проход широкой упрочненной дорожки, при упроч­нении применяют сканирование (магнитные или механические системы) плазмен­ной струи (дуги) по поверхности в направление перпендикулярном поступательному перемещению. С целью упрощения модель для приближенной оценки парамет-ров сканирования можно представить в виде плоской задачи. Известно, что в случае использования модели одновременного нагрева полу» бесконечного тела поверхностным тепловым источником с постоянной во времени интенсивностью, можно получить соотношении плотности мощностиgm , требуе­мой для достижения на поверхности максимальной температурыТтах (2.19) g т =Ттах аср √ π / 4 at где α -температуропроводность; ср - объемная теплоемкость; t - времся нагрева. Для нагрева плазменной струей (дугой) (2.20) t = d / υ,g = gn / S где d- диаметр пятна нагрева в направлении движения; υ - скорость перемещения пятна, относительно детали; gn - полная мощность, подводимая к плазмотрону; S- площадь, обрабатываемая плазменной струей. В случае упрочнения без оплавления поверхности, необходимо, чтобы Ттах а поверхности! материала не превышала температуру плавления (2.21) Ттах ≤Тпл Тогда, согласно (2.19) и (2.21), должно выполняться условие (2.22) g т √ t ≤ Тпл аср √ π / 4 a где знак равенства соответствует максимальной глубине закалки, без оплавления поверхностности. Рассмотрим пятно нагрева радиусом r , движущиеся по поверхности металла со скоростью υ и одновременно совершающее пилообразные колебания частотой f и амплитудой 2 d перпендикулярно направлению υ , рис. 2.2. Рис.2.2. Схемы линейного (а) и кругового (б) сканирования. Сканирующая плазменная струя создает на обрабатываемой поверхности усредненный источник тепла, размерами 2 r * 2 d , движущийся со скоростьюυ, для которого время нагрева определяется соотношением: t 1 =2 r /υ (2.23) а плотность мощности: g т = g эф / 4 rd где gэф - эффективная тепловая мощность. Из (2.22) следует, что для максимальной глубины закалки необходимо, чтобы выполнялось условие: (2.24) g т √ t 1 = Тпл аср√π / 4а Кроме того, сканирующая плазменная струя создает концентрированный источник тепла диаметром 2 r , скорость которого определяется из амплитуды и час­тоты колебаний, тогда время нагрева можно записать как: (2.25) t 2 = 2( 2 r / 4 df ) = r / df Множитель 2 означает, что в крайних точках пятно нагрева находится вдвое дольше, чем в промежуточных. Тогда плотность мощности соответственно равна: ( 2.26) g т2 = gn / π r 2 С целью исключения оплавления поверхности в крайних точках необходимо выполнение условия: (2.27) g 2 √ τ2 ‹ g 1 √τ1 ≤ Тпл аср√π / 4а Амплитуда и частота сканирования должны соответствовать выражениям (2,28) √ d /f ‹ πr√8υ или Выражение (2.28) показывает, что частота сканирования должна увели­чиваться с уменьшением пятна нагрева, с ростом скорости обработки и ам­плитуды сканирования. На тепловые процессы и размеры упрочненной зоны, помимо параметров режима работы плазмотрона (сила тока, расход газа и т.) оказывают влияние и параметры ведения технологического упрочнения, такие как скорость обра­ботки, дистанция обработки, угол наклона плазменной струи (дуги) к об­рабатываемому изделию и др. При разработке технологических процессов на практике необходимо иметь простые 9 удобные аналитические выражения для расчета основных па­раметров упрочнения. В работах по плазменному упрочнению [10, 12 - 14] ис­пользуются различные аналитические выражения. Так в работе [12] скорость нагрева локальной зоны определяется из выражения: где gs - плотность мощности плазменной дуги; α, λ- коэффициенты температуропроводности и теплопроводности; τ - время воздействия; h- глубина упрочнения. Значение плотности мощности плазменной дуги достаточнойдля фазовыхпревращений определяют: где Тзак - температура закалки; В - коэффициент аккумуляции теплоты. Глубина закаленного слоя определяется из выражения: где Р - мощность плазменной дуги; υ - скорость обработки; d- диаметр пятна нагрева; ρ - плотность материала; Ст - удельная теплоемкость; Q- теплота плавления; Кв - коэффициент, учитывающий качество обрабатываемой поверхностности. Скорость обработки определяется как: В работе [13] используется зависимость глубины закалки от параметра h = Р/ ( dc υ)0,4 где Р - тепловая мощность источника нагрева; d - диаметр сопла; υ - скорость обработки. В работах Токмакова В.П., Гречневой М.В., Петухова А.В., Скрипкина А.А.,Матханова В.Н. приводятся расчетные данные, позволяющие определить темпера­туру нагрева и скорость охлаждения металла. Построены номограммы для выбора оптимальных режимов плазменного упрочнения. Экспериментальные исследования процесса плазменного упрочнения сталей 9ХФ, 40Х, У8, Х12М,проведенные эти­ми авторами , показали, что максимальная поверхностная твердость после упрочнения пропорциональна величине углеродного эквивалента Сэкв , а глубина упрочнениязависит от коэффициента температуропроводности. Это позволило авторам установить зависимость вида: HWmax =f ( g , υ, Сэкв ); h = f 2 ( g , υ, а) В явном виде уравнения этих зависимостей выглядят следующим образом: HVmax = 10-3 ﴾- 0.308271 υ2 +1.23441 g 2 +12.792 a 2 +1.71723 υ g - 1.54273 υ C экв – 1.7919 υ+ 0.36981 g -18.2439 C экв +11,223 ) hmax = 262.506υ2 +50.3667g2 +1466.729а2 +107.754υg + 53.1505υα - 47.1105gа - - 938.111υ + 199.495g – 5.6734а + 686.691 Полученные результаты, по мнению авторов, свидетельствуют о хорошем совпадении экспериментальных и расчетных данных, что позволяет, не проводяэкспериментов, прогнозировать максимальную твердость и глубину упрочненныхповерхностей, табл.2.3., 2.4. Табл.2.3 Экспериментальные и расчетные значения поверхностной твердости HWmax , в зависимости от входных параметров ( g , υ , С экв ) № V, м/c g, кВт/м2 C,% HVэксп , МПа HVрас , МПа 1 2 3 4 5 6 1. 2. 3. 4. 5. 6. 7. 8. 9. 10. 5 5 5 1 1 1 2,5 2,5 2,5 2,5 10 15 25 10 15 25 10 15 20 25 0,05 1,05 0,9 0,9 0,45 0,6 0,45 0,75 0,6 0,9 6000 10500 9000 6700 5900 5300 3100 4200 4900 9800 6383 10156 8702 6359 6045 5852 2961 4369 5202 8000 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 Cявляется 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 d Т/ 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 перераспределениидислокационной 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 υ 1 < υ опт < υ 2 . 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 V кр 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 этомаустенит, 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 аустенитпри 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. Принагреве легированных сталей роль бездиффузионного механизма α → γ превращения возрастает. Однако уменьшение температурного интервала γ – фазыв 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 железоуглеродистыхсплавов 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 Принято считать, что размер зерна обратно пропорционален скорости нагрева после печной закалки аустенитное зерно имеет примерно 7-9 баллов после за­калки ТВЧ (скорость нагрева 100-1000 ° С\с) зерно имеет балл 11-13. На рис. 2.4.показано изменение величины зерна с увеличениемскорости нагрева до темпера­туры Тзак для стали 45приплазменном упрочнении. При скоростинагрева выше 500° С\с незначительный рост зерна наблюдается только в случае превышения температуры нагрева над температурой, принятой при обычной печной закал ке. Нагрев со скоростью свыше 1000^ °С\с приводит к смещению процесса образования аустенита в область высоких температур, и, как следствие этого, уменьшается концентрация углерода, необходимая для устойчивости зародыша. Скорость зарождения при этом резко увеличивается, что ограничивает рост зерен. Используя сверхбыстрый нагрев(плазменнойструей(дугой),можно Рис. 2.4. Влияние температуры и скорости регулировать величину зерна аустенита к нагрева на размер зерна аустенита dмоменту начала стадии охлаждения. в стали 45. 1-500º С/с; 2-1000º С/с; 3-5000º С/с Влияние скорости нагрева на ускорение диффузионных процессов насыщения Почти во всех случаях применения скоростного нагрева (лазерного, электронно-лучевого, плазменного и т.д.) отмечается ускорение процессов насыщения поверхностных слоев легирующими элементами [1,9.15,19,21, 23-26]. Однако, при­чины ускорения процессов химико-термической обработки (ХТО) металлов не рас­крываются. Ускорение диффузионных явлений при плазменной ХТО обусловлено особенностью фазовых превращений в железоуглеродистых сплавах при скоростномнагреве. Если при медленном нагреве аустенит образуется только в результате диф­фузионных процессов, то при плазменном нагреве возможно образование аустенита по бездиффузионному механизму. В доэвтектоидных сталях бездиффузионный процесс протекает на неоднородностях в ферритнойфазе - по границам зерен и блоков. Смещение фазовых превращений в область высоких температур оказывает существенное влияние на размер зерен аустенита, в момент окончания фазовых переходов. Уменьшение объема зерен и увеличение их числа приводит к возрастанию общей протяженности границ. Известно [27], что интенсивность диффузии вдоль границ и внутри зерен существенно различается. Скорость пограничной диффузии в 5-7 раз превосходит скорость диффузии по зерну [27]. Следовательно, в более мелкозернистом аустените, образующимся при плазменном нагреве и обладающим большей протяженностью границ, насыщение происходит значительно быстрее, чем в крупнозернистом аустените, образующимся при печном нагреве. Высокая диффузионная активность мелкозернистого и мелкоблочного ау­стенита, образующегося при плазменном нагреве, усиливается наличием многочис­ленных источников вакансии, благоприятной дислокационной структурой и повы­шенной плотностью дислокации [14]. Это связано с тем, что границы зерен являют­ся основными источниками вакансий в металлах с плотноупакованной решеткой, а измельчение зерна приводит к увеличению концентрации вакансий [27]. Несовершенства структуры границ (дислокации, избыточная концентрация вакансии) явля­ется, по мнению [ 14, 18, 27,28], источником избыточной энергии, что облегчает пе­ренос диффундирующих атомов. Наряду с особенностями превращений в железоуглеродистых сплавах при плазменном нагреве на интенсификацию процессов ХТО оказывает сильное влия­ние сам источник нагрева - плазменная струя (дуга). При плазменном нагреве (струей или дугой) азот, углерод, водород поглощаются металлом в количестве,превышающем их растворимость при тех ж температурах и давлениях, но в отсут­ствии плазменного нагрева [28, 29] . Высокая температура плазменной струи (дуги), где газ частично диссоциирован и ионизирован, вызывает отставание релаксацион­ных процессов от скорости снижения температуры газа у поверхности металла. Следствием этого является взаимодействие с металлом газа (плазмы) в неравновес­ном, относительно его температуры состоянием. Сверхравновесное поглощение газа в некоторых случаях приводит к значительному перенасыщению металла газом и к стремлению выделиться из него, что приводит к пористости на поверхности метал­ла [24]. Важной особенностью плазменного нагрева является, также неоднородность температурного поля нагрева, свойственная всем процессам, использующим концентрированные источники нагрева. Отсюда усиление термодиффузионных процессов на границе металл-активная среда. Кроме того, использование плазмен­ной дуги позволяет ускорить диффузионные процессы за счет электронного тока (электротермический эффект). Таким образом, причины интенсификации процессов насыщения легирую­щими элементами при плазменном нагреве заключаются в следующем: - при плазменном нагреве образуется мелкозернистый и мелкоблочный аустенит (в который диффундирует тот или иной элемент), содержащий в се­бе большее количество дефектов структуры (границы зерен блоков, дислокации и т.д.), что значительно облегчает процесс диффузии на границе раздела металл-активная среда; - использование плазменной струи (дуги) позволяет создать лучшие условия для протекания поверхностных реакций, заключающихся в сверхравно­весномпоглощениигаза ивысокойактивностинасыщающейсреды (газовая, твердая, жидкая фаза ); - резко сокращается время нагрева поверхности металла до температуры насыщения (доли секунд). Охлаждение При охлаждении аустенитной структуры возможно два типа γ→α -превращения: диффузионное и бездиффузионное. Прискорости охлаждения W‹W1 реализуется первый тип, а при W>W2 только второй тип. (Характерные зна­чения для доэвтектоидной стали W1 ≈50° С\с, эвтектоидных W≈100º С\с. Для получения мартенсита в железоуглеродистых сплавах необходимо обес­печить скорость охлаждения выше критической, которая для большинства сталей со­ставляет 50-200 ° С\с [1. При плазменном упрочнении скорость охлаждения значи­тельно превышает критическую и составляет 102 -105 ° С\с [9]. Таким образом, рас­пад аустенита происходит по бездиффузионному механизму с образованием мар­тенсита. Как уже отмечалось, при плазменном нагреве образуется неоднородный аустенит, и, как следствие этого, при охлаждении объемы с разной концентрацией уг­лерода будут закаливаться по-разному. Диапазон температур, в которых происходит мартенситное превращение, существенно увеличивается. Превращение малоуглеро­дистого аустенита происходит при температуре 350-420° С с образованием мелко­игольчатого мартенсита [15, 19, 22]. С ростом концентрации углерода температура мартенситного превращения снижается до 100° С с образованием пластинчатого мартенсита. Для охлаждения неоднородного аустенита требуются большие скорости ох­лаждения [19, 20, 22], по сравнению с однородным аустенитом. Это связано с тем,что повышение градиента концентрации углерода приводит к ускорению диффузии и облегчению распада аустенита. Однако, по мнению [9- 13], существуют оптимальные скорости охлаждения аустенита (102 - 103 °С\с), которые при плазменном упрочнении увеличиваются, по сравнению с закалкой традиционными методами. При слишком больших скоростях охлаждения, свыше 105 ºС\с, повышается доля остаточного аустенита и возрастает вероятность образования трещин. Таким образом, основными физическими особенностями плазменного по­верхностного упрочнения являются: увеличение температурных интервалов α→ γ и γ→α - превращений, доминирование бездиффузионных механизмов фазовых переходов, наследование дефектов и карбидной фазы исходной структуры,влияние состояния исходной структуры; влияние термоупругих1 и остаточных напряжений. Термодеформационные процессы в железоуглеродистых сплавах при плазменном упрочнении После плазменного упрочнения металлов в поверхностном слое возникают остаточные напряжения, появление которых обусловлено двумя основными причинами: термическими напряжениями при неоднородном температурном поле и структурными превращениями. Остаточные напряжения при поверхностном упроч­нении распределяются, по мнению [1, 9, 10, 12, 16, 24, 25], следующим образом: в поверхностном слое Хс (10-100 мкм) они носят сжимающий характер, а в более глу­боком слое Хр (0,3-3 мм) переходят в растягивающие напряжения и по мере углуб­ления в глубь металла уменьшаются до нуля, рис.2.6. Рис.2.6. Схема распределения остаточных напряжений по глубине упрочненного поверхностного слоя. σс 9 σр – величина максимальных остаточных напряжений сжатия и растяжения; хС9 хр - глубина залегания. На характер распределения остаточных напряжений большое влияние ока­зывают параметры режимов упрочнения, химический состав упрочняемого материала, исходное состояние поверхностного слоя и т.д. Изменяя параметры режимов упрочнения, можно получить разную глубину закаленного слоя и различный харак­тер остаточных напряжений по глубине материала, рис.2.7. Термоупругие напряжения, действующие в процессе охлаждения, сдвигают влево термокинетические кривые распада аустенита, что приводит к необходимости увеличения критических скоростей охлаждения. Рис. 2.7. Распределение остаточных напряжений на стали 45 при различной глубине закаленного слоя (плазменная закалка): 1 - 0,5 мм ; 2 – 1,0 мм ; 3 2 мм. Эпюры остаточных напряжений на поверхности сталей показывают сильную неравномерность, рис.2.8. В центре упрочненной зоны (у=0) при мощности плаз­менной струи 1,5 кВт имеются незначительные напряжения растяжения. С увеличе­нием мощности плазменной струи до 2,5 кВт, характер распределения и знак оста­точных напряжений в центре упрочненной зоны (у— 0) изменяется. Это связано с тем, что с увеличением мощности плазменной струи, металл в зоне обработки нагре­вается до температуры выше фазовых превращений, на стадии охлаждения образуется мартенсит. Подобный характер изменений остаточных напряжений в зависимости от мощности получен при упрочнении плазменной струей на стали 45, рис. 2.9. На углеродистых сталях максимальные напряжения сжатия зафиксированы при упрочнении с оплавлением поверхностно Однако, дальнейшее увеличение мощ­ности приводит к снижению напряжения сжатия в центре упрочненной зоны, что связано с увеличением объема жидкой ванны и, как следствие этого, уменьшение скорости охлаждения. Увеличение мощности плазменной струи (дуги) приводит к существенному изменению тепловых процессов, фазовых и структурных превраще­ний при упрочнении, вследствие чего изменяются не только остаточные напряже­ния в центре упрочненной зоны, но и характер их распределения поперек зоны в направлении оси y . На рис. 2.10. показано распределение на поверхности стали У10, 9ХМФ в зависимости от мощности. Рис. 2.10. Распределение остаточных напряжений на поверхности сталей У10 (а) и 9ХФМ (б) при различной мощности плазменной струи. 1.Р = 2.5 кВт; 2. Р = 3,5 кВт; 3. Р = 5,5 кВт /оплавление/ В работах [1,16, 32, 35] отмечалось, что значительное влияние на распреде­ление остаточных напряжений при поверхностном упрочнении оказывает скорость обработки. На рис. 2.11. доказано влияние скорости обработки сталей 20,45, 40Х, 9ХМФ. При небольших скоростях обработки в центре упрочненной зоны (с оплавлением) сталях 20, 45,40Х формируются растягивающие напряжения, а краям зоны оплавления - напряжения сжатия. С увеличением скорости обработки напряжения в центре зоны переходят израстягивающих в сжимающие. На стали 9ХМФ с увеличением скорости обработки напряжения сжатиявцентре, зоны (у – 0) переходят в растягивающиеся. Рис.2.11. Изменение остаточных напряжений в центре упрочненной зоны в зависимости от скорости обработки (мощность Р=4, 5 кВт); 1. –Сталь 20; 2. – Сталь 45; 3. – Сталь 40Х; 4- Сталь 9ХФМ Проведенные исследования показали, что распределение остаточных напряжений по ширине упрочненной зоны на всех исследованных сталях характеризуются сильной неравномерностью. Более резкий переход от сжимающих напряжений к напряжениям растяжения наблюдается по глубине упрочненного слоя, что в неко­торых случаях может приводить к снижению прочности (вследствие хрупкого скола участков упрочненного слоя). Рис. 2.12. Зависимость остаточных напряжений в упрочненных сталях 45(1), 30ХГСА(2), от температуры отпуска. В связи с этим, необходимо выбирать оптимальные режимы упрочнения (в зависимости от типа стали) с благоприятным распределением остаточных напряже­нии Кроме того, при поверхностном упрочнении необходимо создавать благоприятные остаточные напряжения по величине, знаку и распределению, при которых в наибольшей мере компенсируются напряжения, создаваемые внешним напряжением. Известны случаи [18,19] снятия или перераспределения остаточных напряже­ний в процессе работы - под воздействием циклических упругих деформаций, малых пластических деформаций , при однократных перегрузках или невысокого, но продолжительного нагрева в процессе работы и т.д.Так, в процессе отпуска, происходит уменьшение остаточных напряжений за счет их релаксации. В образцах из стали 45, ЗОХГСА, закаленных при помощи плазменного упрочнения, после низкотемпературного отпуска наблюдается уменьшение сжимающих остаточных напряжений в упрочненном слое, рис.2. 12. Способы плазменного поверхностного упрочнения можно разделить на два больших направления – процессы, проводящиеся с материалами в твердом состоя­нии и при расплавлении их поверхности [9,10, 13, 14, 23-26]. На рис.2.13. Приведена часть вариантов плазменного поверхностного упрочнения, которые теоретически и практически возможно осуществить. 2.13. Способы плазменного поверхностного упрочнения Рис. 2.13. Способы плазменного поверхностного упрочнения материалов В настоящее время наиболее широко исследу­ются следующие направления: 1. Закалка сплавов из твердого состояния со скоростями нагрева и охлажде­ния 102 -104º С\с; 2. Закалка сплавов из жидкого состояния с высокими скоростями плавленияи кристаллизации 102 – 105 º С\с ; 3. Поверхностное легирование, наплавка материала, обработка предвари­тельно нанесенных на металл покрытий, нагрев поверхностных слоев после традиционной ХТО; 4. Оплавление и затвердевание с высокими и сверхвысокими скоростями (104 - 107 °С\с), приводящие к аморфизации (стеклованию) тонкого поверхностного слоя. На стадии лабораторных исследований находится плазменное ударное уп­рочнение, реализуемое за счет коротких промежутков времени. Газодинамический напор плазменного потока создает в зоне обработки давление, ( 400-800 МПа), что значительно выше предела текучести аустенита.Многочисленные исследования в области плазменного упрочнения [9, 10, 13,14, 23-26] с использованием электронной и оптической микроскопии показали, что зона термического воздействияплазменной струи (дуги) имеет форму сегмента и по своему строению аналогична ЗТВ электронного и лазерного луча [1, 16. При нагреве плазменной струей (дугой) поверхности металла происходит нагрев поверх­ности слоя до различных температур, вследствие чего он имеет слоистое строение. В зависимости от микроструктуры и микротвердости в сталях по глубине различаюттри слоя. - Первый слой - зона оплавления, имеет место при закалке из расплавленного состояния. Зона оплавления имеет столбчатое строение с кристаллами, вытянутыми в направлении теплоотвода. Основная структурная составляющая мартенсит. - Второй слой - зона закалки из твердой фазы, образующийся в интервале температур Тпл › Тзак › ТАс1 . По глубине слой характеризуется сильной структурной неоднородностью, т.к. наряду с полной закалкой происходит неполная закалка. В верхней границе слоя, ближе к поверхности, наблюдается мартенсит и остаточный аустенит. В нижней границе слоя, ближе к исходному металлу, наряду с мартенси­том наблюдаются элементы исходной структуры: феррит в доэвтектоидных сталях и цемен­тит в заэвтектоидных. - Третий слой - переходная зона, в которой металл нагревается до температур ниже точки Ас1 , в котором основными структурами являются структуры отпуска. Слоистое строение упрочненной зоны характерно для всех способов плаз­менного упрочнения. Конкретные структуры и строение зоны плазменного воздей­ствия для каждого способа и типа стали будут рассмотрены ниже.Геометрические параметры зоны плазменного нагрева характеризуются ши­риной и глубиной упрочненного поверхностного слоя, которые для большинства способов зависят от параметров режима упрочнения (мощности плазменной струи (дуги), дистанции упрочнения, скорости обработки), рис. 2.14. В работах [23-25] для определения интервала гарантированного упрочнения (ИГУ) металлов используется энергетический параметр плотность энергии по Поверхности W, Дж/мм 2 . Первый энергетический порог W1 соответствует началу аустенитных превращений в стали. Рис. 2.14. Влияние параметров процесса упрочнения на геометрию упрочненной зоны: ширину В/а/ и глубину Z/б/. При дальнейшем увеличении плотности энергии поверхностная твердость в зоне плазменного воздействия резко возрастает и при втором критическом значении достигает почти максимальной величины. В диапазонеW1 – W2 процессы α→γ и γ→α - превращений протекаютужедостаточноплотно. Третий энергетический порог W 3 соответствует началу микроплавления. Энергетический порог W 2 – W 3 ,по мнению [23-25],можно считать интерваломгарантированного упрочнения (ИГУ) для данно­го материала, рис. 2. 15. Рис. 2.15. Влияние плотности энергии в пятне нагрева на поверхностную твердость Однако на практике использование этого энергетического параметра не нашло широкого применения. Как правило, в качестве основных параметров используют силу тока дуги в плазмотроне, дислокацию упрочнения, диаметр сопла, скорость обработки. Наиболее сильно на степень упрочнения оказывает влияние скорости обработки и сила тока, т.к. они по­зволяют регулировать скорость нагрева и охлаждения, рис.2.16. Рис. 2.16. Влияние основных параметров плазменного упрочнения: силы тока /а/, скорости упрочнения /б/, дистанции обработки /в/, диаметра сопла /г/ на твердость упрочненной зоны / закалка без оплавления/; 1 - Сталь 20 ; 2 – Сталь 45 ; 3 – Сталь 60 Для поисков оптимальных режимов рекомендуется использовать следующий прием. На образце-свидетеле производится упрочнениеоплавления поверхности(изменяя параметры: силу тока или скорость упрочнения). При появлении первых признаков оплавления, плавнымизменением одного из параметров добиваются исчезновения оплавления и вблизи этого порога проводят упрочнение без оплавления поверхности. Экспериментально установлено, что при таком подходе нет необходимости производить трудоемкой операции (металлографический анализ), т.к. глубина плаз­менного упрочнения оказывается максимальной. Кроме того, для нахождения максимальной глубины закалки можно исполь­зовать выражение Z = √4а t , где а - температуропроводность материала, кото­рое определяет глубину проникновения тепловой энергии в металл за время t . Степень упрочнения (отношение закаленной структуры к исходной) опреде­ляют при помощи измерения микротвердости. Твердость тонких слоев, толщиной менее 0,5 мм., измерять по шкале HRCнельзя, т.к. алмазный конус может проникнуть на глубину, превышающую толщину упрочненного слоя и показывать твердость низлежащих областей. Характер распределения микротвердости по глу­бине и ширине и ширине зоны плазменного воздействия показан на рис. 2.17. Размеры зоны зависят не только от параметров плазменного упрочнения, но и от особенно­стей фазовых структурных превращений (в сталях различного состава) и их прокаливаемости. Рис. 2.17. Общий характер микротвердости по глубине /а/ и ширине /в/ зоны термического воздействия ЗТВ при обработке без оплавления Z зз – глубина закаленного слоя; Z пз – глубина переходного слоя; Z зтв – общая глубина ЗТВ; Взз – ширина закаленного слоя; Впз – ширина переходного слоя; Взтв – общаа ширина ЗТВ Многочисленные металлографические исследования структур, полученных в результате плазменного, лазерного и электронно-лучевого упрочнения, приведенные в работах [1, 9, 10, 15, 16, 23-26] позволяют изложить общие закономерности их об­разования в различных железоуглеродистых сплавах. Конструкционные углеродистые стали (доэвтектоидные) В зоне оплавления низкоуглеродистых сталей с содержанием С<0,3 % образуется мелкоигольчатый малоуглеродистый мартенсит. Микротвердость в этой зоне составляет (5000 - 6500 Мпа) и зависит от содержания углерода в стали. Зона закалки из твердой фазы характеризуется большей структурной неоднородностью. Сохранение в структуре зоны плазменного нагрева исходного феррита создает значительную неоднородность микротвердости. С увеличением содержания углерода в стали увеличивается доля перлитной составляющей и, как следствие этого, микротвердость возрастает и ее распределение более однородно, см.табл. 2.6., 2.7. В переходной зоне ферритная составляющая, в основном, полностью сохра­няется. Присутствие феррита может отрицательно влиять на некоторые эксплутационные характеристики стали (износостойкость, усталостную прочность), В связи с этим, плазменное упрочнение целесообразно использовать для сталей, где влияние ферритной фазы незначительно. Однако обращает на себя внимание достаточно высокая твердость закален­ного слоя на низкоуглеродистых сталях (5000 - 6000 МПа), что в обычных условиях стандартной термической обработки не достигается (закалка либо вообще не про-мсходит, либо не дает такой высокой твердости), рис. 2.18. По мнению [1, 15, 16],о6ъясняется значительным изменением зерен феррита и аустенита, а также реек, пластин и пакетов мартенсита. Табл. 2.6. Результаты плазменного упрочнения сталей (без оплавления поверхности) Марка стали Глубина закалки, мкм Исходная микротвердость Н, МПа Микротвердость после закалки, Н, МПа Феррит Перлит Бывшие перлитные зерна Феррит 0,8 10 20 35 40 45 60 У8 30ХГСА 40Х 80 85 100 110 110 120 140 200 200 200 1200-1300 1300-1400 1200-1300 1800 1800 1900 2000 - - - 2000 2000-2200 2200 2300-2400 2300-2400 2400-2500 2500 6200 3400 2300-2500 2800-3000 5800-6000 4800-5300 5000-5600 6000-7100 7800-8600 9000-10500 10900-11300 6000-7500 10500-11200 1600 1500-1600 1600 2500-2700 2500 2600 - - - - Табл. 2.7. Результаты плазменного упрочнения стали (с оплавлением поверхности) Марка стали Микротвердость Н, МПа Зона закалки из жидкой фазы Зона закалки из твердой фазы 10 35 4510 40Х 30ХГСА У8 4000-4400 5000-5700 7000-8000 8500-9000 6200-7900 8800-9000 5800-6500 7100-7500 7800-8600 9600-10500 7100-8200 10200-11200 Рис. 2.18. Микротвердость доэвтектоидных сталей после обычной иплазменной закалки. 1- исходная без закалки; 2-обычная закалка; 3 - плазменная закалка При увеличении содержания углерода до 0,6° - 0,7 % в среднеуглеродистых сталях твердость мартенситной структуры резко возрасает. Так встали20микротвердостьмар- тенсита составляет 6000 Мпа, а в стали 45 - 8000 Мпа. Объясняется это тем, что твердость мартенситарастет с повышением содержанияуглерода и увеличениемстепени тетрагональностикристаллической решетки. При закалке с оплавлением стали 45 в зоне оплавления образуется мел- кодисперсный реечный мартенсит Зона закалки без оплавления состоит из верхней областисоднородной структурой и нижней области с неоднородной структурой (мертенситотростит +мартенсит + троститная сетка).+ троститная сетка). В переходной зоне образуется троститоферритная структура, переходящая на границе с исходной структурой в ферритную. Микротвердость по глубине упрочненного слоя показана на рис.2.19. При плазменном упрочнении без оплавления поверхности среднеуглеродистых сталей область более однородного мартенсита отсутствует и троститферритная сетка вокруг мартенсита может доходить до поверхности, что приводит к сниже­нию твердости. Это связанно с частичной гомогенизацией аустенита. Инструментальные стали /эвтектоидные, заэвтектоидные/ По химическому составу инструментальная сталь разделяется на углероди­стую, легированную и высоколеги­рованную /быстрорежущую/. В особую группу можно выделить штамповые и валковые инструментальные стали. Плазменному поверхностному упрочнению подвергались инструментальные углеродистые сталиУ7, У8, У10, У12с оплавлением ибезоплавления Рис. 2.20. Распределение микротвердости по глубине упрочнения поверхностности. Призакалке с оплавлением поверхностив зонезакалки из жидкой фазы, кроме мелкодисперсного мартенситазафиксировано большее количество остаточного аустенита /в стали У8 достигает 35%, в стали У12 – 50%. В тоже время микротвердость Инструментальных сталей после плазменной закалки очень высокая, рис. 2.20. В зоне закалки из твердойфазы закаленный слой имеет ярко выраженную неоднородность. Ближе к обрабатываемой поверхности твердый раствор насыщенуглеродом, что способствует образованию повышенного количествааустенита. Внижней границе слоя остаточногоРис.2.21. Распределение микротвердости по глубине упрочненного слоя стали У10 после плазменного упрочнения с различным исходным состоянием. аустенита значительно меньше,вследствие чего достигается максимальная твердость. Кроме того, в нижней границе слоя наблюдается большее количество нерастворенных карбидов. Большое значение для получения высокой твердости оказывает исходное со­стояние стали. Так, в стали У8, У10 (предварительно объемно закаленной) становит­ся возможным бездиффузионное обратное мартенситное превращение с наследова­нием аустенитной дефектной структуры мартенсита при полном торможении в про­цессе плазменного нагрева эффектов разупрочнения и рекристаллизации, рис. 2.21. При упрочнении, без оплавления предварительно закаленной стали (У 10) с исходной структурой мартенсита в зоне нагрева появляется третий слой - слой отпуска (высокодисперсная структура тростита). Микротвердость слоя отпуска со структурой тростита составляет 4000-4300 Мпа. Формирование зоны отпуска на границе закаленного слоя с исходной структурой может играть роль «мягкой» прослойки, способной тормозить развитие трещин, распространяющихся от поверхности . Легированные инструментальные стали Плазменному упрочнению подвергались стали 9ХФ, 9ХФМ, 9ХС, 9Х5ВФ, 6ХС, 55Х7ВСМФ, 7ХНМА, 8Н1А, ИХ, 13Х, ХВГ с оплавлением и без оплавления поверхности. При упрочнении без оплавления поверхности в зоне оплавления возникает мелкодисперсная структура высокоуглеродистого мартенсита и остаточного аустенита. Вследствие высокой скорости плавления и кристаллизации, в зоне оплавления наблюдаются нерастворенные карбиды. Высокая легированность мартенсита в зоне оплавления обеспечивает большие значения микротвердости (12000-14000 Мпа). Однако, в большинстве случаев в зоне оплавления появляются микротрещины, что приводит к сколу и выкрашиванию упрочненного слоя. Плазменное упрочнение без оплавления поверхности легированных инструментальных сталей приводит к формированию в упрочненной зоне сильно неодно­родной структуры. Вследствие незавершенности процессов аустенизации в упроч­ненном слое образуются мартенсит + нерастворенный цементит + остаточный аустенит. (Так в стали 9ХФ и 9ХФМ количество остаточного аустенита достигает 35 %, а в стали 55Х7ВСМФ до 40 %. Количество остаточного аустенита по глубине упрочненной зоны уменьшается и уже на глубине 80-100 мкм не превышает его со­держание в данной стали при обычной объемной закалке. Табл. 2.8. Твердость стали после обработки холодом /жидкий азот/ Марка стали Микротвердость, МПа Исходная После плазменного упрочнения Плазменное упрочнение + обработка холодом 9ХФ 9ХФМ ХВГ 55Х7ВСМФ 9ХС 8Н1А 13Х 9Х5ВФ 2600-2800 2600-2800 2000-2500 2800-3000 2200-2800 2500-2800 9500-10100 9500-11000 10000-11000 10500-11200 13000-14000 11500-12000 12000-12500 11000-11800 12200-12800 12200-13800 12200-13100 11000-13000 14500-15400 12500-13800 12500-13800 12000-13800 13100-13500 14000-14800 Для устранения остаточного аустенита после плазменной закалки была прове­дена обработка холодом.Известно, что в легированных инструментальных сталях точка конца мартенситного превращения лежит ниже комнатной температуры. При дальнейшем охлаждении в жидком азоте этих сталей происходит мартенситное превращение, и количество остаточного аустенита заметно снижается, табл. 2.8. Проведенные исследования показали, что обработка холодом приближает легированные инструментальные стали по твердости к твердым сплавам ( НRСЭ 65- 80) и находится на одном уровне с быстрорежущими инструмен­тальными сталями(НRСэ 65-69). Однако использование этой Рис. 2.22.Распределение микротвердости по глубине упрочненной зоны на сталипослеплазменногоупрочнения (безоплавления) операции в практических целяхочень затруднительно и требуетдальнейших исследований. При упрочнении легированных инструментальных сталей отмечается «эффект» максимальной твердости на некоторойглубине от поверхности, рис. 2.22.Призакалкелегированныхинструментальных сталей Требуются меньшие скорости охлаждения, чем для углеродистых, т.к. аустенит в них более 13Х(1), стали 9ХС(2), стали 9ХФМ(3) устойчив против распада. Легирующиеэлементы способны образовывать с углеродом соеди­нения (в виде карбидов, которые удерживают углерод в труднорастворимых соеди­нениях), препятствующие насыщению аустенита. Однако влияние легирующих элементов на микротвердость упрочненного слоя уменьшается с увеличением со­держания углерода. Стали, содержание хрома в которых превышает 2-3 %, упроч­няются менее эффективно в связи с сильным влиянием легирующих примесей на процесс закалки. Быстрорежущие инструментальные стали Плазменному упрочнению с оплавлением и без оплавления поверхности подвергается уже готовый инструмент, прошедший окончательную термическую обработку, изготовленный из различных марок стали Р18, Р6М5, РУМ4К8. При упрочнении с оплавлением поверхности стали Р18 в зоне оплавления происходит растворение карбидов, повышается степень легирования и устойчи­вость аустенита. Как следствие этого твердость оказывается ниже, чем твердость стали после обычной термической обработки. Табл. 2.9. Структура и фазовый состав сталей после плазменной закалки и печного отпуска Марка стали Способ обработки Структура Фазовые составляющие Твердый раствор Карбиды Кол-во фаз,% Состав по массе, % Тип карбида и кол-во % Суммарный состав по массе, % α γ C W Mo V Cr Co Fe C W Mo V Cr Co Fe Р6М5* Р6М5** Плазменная закалка Мартенсит + остаточный аустенит + карбид 64. 1 26.8 0.4 3.35 3.1 1.1 4.2 - 87.85 МС-1,1, М6 С-8,0 4.0