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 из растягивающих 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 102-104ºС\с;
2. Закалка сплавов из жидкого состояния с высокими скоростями плавления и 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 различают три 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 – W2процессы α→γи γ→α - превращений протекаютужедостаточноплотно.
Третий энергетический порог W3 соответствует началу микроплавления. Энергетический порог W2 – W3, по мнению [23-25],можно считать интервалом гарантированного 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 упрочнение оплавления поверхности (изменяя параметры: силу тока или скорость упрочнения). При появлении первых признаков оплавления, плавным изменением 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 = √4аt, 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 HRC нельзя, 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 Zзз – глубина закаленного слоя;
Zпз – глубина переходного слоя; Zзтв – 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
0,8
10
20
35
40
45
60
У8
30ХГСА
40Х
80
85
100
110
120
140
200
1200-1300
1300-1400
1800
1900
2000
-
2000-2200
2200
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
2500-2700
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
4510
4000-4400
5000-5700
7000-8000
8500-9000
6200-7900
8800-9000
5800-6500
7100-7500
9600-10500
7100-8200
10200-11200
Страницы: 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, 8, 9, 10