Плазменное поверхностное упрочнение металлов (стр. 4 из 17)

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) пи 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– Fe₃C₃ позволяет получать новые условиядля процесса диффузионного насыщения поверхностных слоев легирующими элементами (азот, бор_э 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– Fe₃Cявляется 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 υимеющиеся в металле внутреннее напряжение релаксируют в следствии процесса полигонизации. С увеличением скорости нагрева υ₁ >υв 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 υ₁< υ_опт< υ₂. Характерные значения для стали υ₁=200 ..... 600° С&bsol;с и υ₂⁼ 10⁴-10⁶ С&bsol;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&bsol;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 состояниеПлазменное упрочнение + отпуск(200º С)Объемная закалка + отпуск (200º С)	2,10,0860,34	0,1680,30,437	0,474,011,12

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&bsol;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_крдиффузионный 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<V_кр 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&bsol;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≈ V_кр 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.