Ћекции.ќрг


ѕоиск:




 атегории:

јстрономи€
Ѕиологи€
√еографи€
ƒругие €зыки
»нтернет
»нформатика
»стори€
 ультура
Ћитература
Ћогика
ћатематика
ћедицина
ћеханика
ќхрана труда
ѕедагогика
ѕолитика
ѕраво
ѕсихологи€
–елиги€
–иторика
—оциологи€
—порт
—троительство
“ехнологи€
“ранспорт
‘изика
‘илософи€
‘инансы
’ими€
Ёкологи€
Ёкономика
Ёлектроника

 

 

 

 


‘азовые и структурные превращени€ при плазменном нагреве металлов




Ќесмотр€ на различие физических процессов, лежащих в основе того ими иного способа поверхностного упрочнени€ металлов (плазменного, лазерного, электронно-лучевого и т.д.), дл€ всех характерна обща€ особенность - фазовые и струк≠турные превращени€ протекают в услови€х далеких от равновеси€. –ассмотрим фи≠зические причины, позвол€ющие использовать сверхскоростной нагрев при термической обработке металлов. ѕри использовании большинства видов термической обработки металлов с медленным нагревом дл€ получени€ неравновесной структуры температура нагрева назначаетс€ выше на 30-50 ∞ —, критических температур јс1 и јс3.

ѕри рассмотрении диаграммы видно, что используетс€ только низкотемпе≠ратурна€ часть аустенитной области. “емпературный интервал до перехода в жид≠кое состо€ние остаетс€ очень большим и составл€ет 400-700∞— (в зависимости от состава стали) [1]. ¬ работах [1,9,16,18-22] показано, что нагрев металлов, со скоростью υ = 102 Ц 106 º —, вызывает смещение фазовых превращений рис.2.3. в область температур на 50-300∞ —.

¬ св€зи с этим, из всего температурного интервала существовани€ аустенит≠ной области, практика плазменного поверхностного нагрева (без оплавлени€ по≠верхности) используетс€ 1/3 его величины тогда, как при медленном нагреве ис≠пользуетс€ только 1/20 температурного интервала аустенитной области.

»звестно, что размер зерен аустенита, в первую очередь, зависит от отношени€скоростей двух элементарных процессов: - возникновени€ центров (зародышей) п и их роста . „ем больше это отношение, тем меньше начальное зерно S обра≠зующейс€ фазы - аустенита. — повышением температуры наблюдаетс€ все большее количественное опережение скорости зарождени€ над скоростью роста. ѕри сме≠щении фазовых превращений в сторону высоких температур, процесс зарождени€ становитс€ доминирующим над процессом роста зерен. –егулиру€ скорость нагрева (т,еД количество введенной энергии в поверхностный слой металла) можно получать различные соотношени€ n/c. ѕоэтому, использование скоростного нагрева позвол€ет различное состо€ние аустенита - от крупнозернистого до мелкозернистого.

–ис. 2.«. ѕовышение температуры точки јс3 в сравнении с равновесной в зависимости от скорости нагрева

—мещение основных фазовых превращений в область высоких температур (внутри существовани€ γ - области на диаграмме Fe Ц Fe3 C3 позвол€ет получать новые услови€дл€ процесса диффузионного насыщени€ поверхностных слоев легирующими эле≠ментами (азот, борэ кремний, углерод и т.д.). ѕроникновение диффундирующих атомов в поверхностный слой металла, имеющий зародыши новой фазы по разме≠рам, близким к критическим, происходит более интенсивно, чем при печной цемен≠тации, азотировании и т.д. »менно совмещение процессов диффузионного насыще≠ни€ и зарождени€ аустенита в поверхностном слое приводит к ускорению в 15-20раз процессов цементации, азотировани€ и т.д. “аким образом, наличие большего температурного интервала существовани€ у - области на диаграмме Fe Ц Fe3 C €вл€етс€ одной из основных причин, позвол€ющих использовать сверхскоростную обработку (при помощи плазменной струи (дуги) дл€ широко распространенных сортов стали.

ѕроцесс плазменного поверхностного упрочнени€ без оплавлени€ поверхно≠сти включает четыре стадии: нагрев, фазовое (α → γ) превращение, частичную гомогенизацию, быстрое охлаждение.

Ќагрев.

Ќагрев поверхности металла со скоростью пор€дка 103 -105 º — /с считаетс€ одной из наиболее важных особенностей плазменного упрочнени€. —тепень нагрева и размер нагреваемого объема материала зависит от интенсивности теплового ис= точника ^ и времени его воздействи€ t. „ем выше концентраци€ энергии источни≠ка, тем меньше размер нагреваемого объема и больше скорость его нагрева d“/dt.

ѕри медленном нагреве со скоростью υ имеющиес€ в металле внутреннее напр€жение релаксируют в следствии процесса полигонизации. — увеличением скорости нагрева υ1 в следствие инерционности процессов и перераспределении дислокационной структуры, полигонизаци€ не успевает произойти и уменьшение внутренних напр€жений осуществл€етс€ путем рекристаллизации что вызывает измельчание ферритных зерен. Ёто в дальнейшем (при α → γ превращении) приводит к образованию мелкозернистой структуры аустенита, котора€ после охлаждени€ дает мелкодисперсный мартенсит [1.15].

¬ работах по термической обработке “¬„ [17-20] показано, что при опреде≠ленном увеличении скорости нагрева рекристаллизационные процессы не успевают произойти и изменение зерна не наблюдаетс€. ѕоэтому, дл€ исходной ферритно-цементитной структуры рекомендуютс€ оптимальные скорости нагрева в диапазоне υ 1< υ опт< υ 2. ’арактерные значени€ дл€ стали υ 1=200..... 600∞ —\с и υ 2 = 104-106 —\с [1,9,15,16,20].

ѕри использовании плазменного нагрева в поверхностном слое образуетс€ более высокодисперсный мартенсит по сравнению с нагревом “¬„, хот€ средние скорости нагрева дл€ обоих методов одинаковы. ѕри нагреве “¬„ сплавов железа существенное вли€ние на кинетику нагрева оказывает превращение феррита. ѕри достижении точки  юри переход в парамагнитное состо€ние приводит к резкому замедлению темпа нагрева. ѕлазменный нагрев позвол€ет поддерживать очень вы≠сокий темп роста температуры, вплоть до стадии интенсивногоα → γ превращени€. ѕоэтому, при плазменном нагреве эффективные значени€ скорости нагрева выше, чем при нагреве “¬„. —равнение эффективных значений скорости нагрева при плазменном, лазерном и электронно-лучевом упрочнении показывает, что в двух последних случа€х температурный интервал аустенитного превращени€ сдвинут в область более высо≠ких температур, по сравнению с плазменным. Ёто объ€сн€етс€ тем, что при лазер≠ном и электронно-лучевом упрочнении обеспечиваетс€ наибольша€ плотность по≠тока энергии на поверхности, а, следовательно, и более высокие скорости нагрева. »сползование высоких скоростей приводит к наследованию дефектов ис≠ходной структуры. ѕоказано [21], что повышение твердости св€зано с дроблением блоков мозаики и значительным увеличением плотности дефектов кристаллической решетки, превышающим величины дл€ случаев традиционной закалки. ѕоложительное вли€ние на результат плазменного упрочнени€ оказывают термоупругие напр€жени€, которые с одной стороны увеличивают плотность де≠фектов, с другой - способствуют развитию рекристаллизационных процессов из≠мельчени€ зерна.

α → γ превращени€ при плазменном упрочнении.

ѕри изменении фазово≠го состо€ни€ возможны два типа превращени€: диффузионное и без диффузионное. ѕрин€то считать, что при медленном нагреве железоуглеродистых сплавов α → γ превращение происходит по диффузионному механизму. ¬ работе [20] показано, что смена диффузионного механизма при α → γ превращении на бездиффузионный происходит при скорости нагрева 70 000-80 000∞ —\с.

 

“абл.2.5.

ѕараметры тонкой кристаллической структуры сталей после упрочнени€ азотной плазменной струей [21]

—таль ¬ид обработки –азмер блоков * 10 -7, м ћикроискажени€ Δа/α * 102 ѕлотность дефектов * 1010, см-2
    «ќ’√—ј     »сходное состо€ние ѕлазменное упрочнение + отпуск (200º —) ќбъемна€ закалка + отпуск (200º —) 2,1   0,086   0,34 0,168   0,3   0,437 0,47   4,01   1,12

 

јнализ результатов исследовани€ [1, 10, 15. 17-22] по скоростному нагреву сталей с помощью различных источников тепла позвол€ет сделать вывод возможного существовани€ обоих механизмов α → γ превращени€. ѕри нагреве сталей с ис≠ходной перлитной структурой (скорость нагрева υ≤500∞ —\с) преобладающим ме≠ханизмом аустенизации €вл€етс€ диффузионный. Ќагрев со скоростью выше 1000º —/с вызывает образование устойчивого и неустойчивого аустенита в силу действи€ одновременно двух различных процессов - диффузионного и бездиффузионного. ѕри этом, та часть аустенита, котора€ образовалась по бездиффузионному механизму не может быть устойчивой в межкритическоминтервале температур, т.к. температура малоуглеродистого аустенита ниже равновесной. Ќеустойчивость аустенита в межкритическом интервале температур свидетельствует о том, что угле≠рода в нем меньше, чем этого требуетс€ при диффузионном механизме превращени€ [17], при котором углерода всегда достаточно дл€ создани€ устойчивого аустенита.

— увеличением скорости нагрева количество мест дл€ зарождени€ центров новой фазы быстро исчерпываетс€, а рост имеющихс€ центров (завис€щий от диффузионных процессов) не обеспечивает достаточную скорость протекани€ α → γ превращени€, что приводит к доминированию бездиффузионного механизмааустенизации. ѕри превышении некоторой величины скорости нагрева Vкр диффузи≠онный механизма полностью вытесн€етс€ бездиффузионным [20]. ѕо мнению [1,17- 20], увеличение роли бездиффузионного механизма с ростом скорости нагрева соот≠ветствует следующа€ особенность процесса аустенизации стали с исходной ферритно-цементитной структурой:

- в доэвтиктоидных стал€х возможна ситуаци€, когда приV<Vкр перлит превращаетс€ в аустенит диффузионным механизмом, а свободный феррит Ц бездиффузионным. ѕри этом аустенит, образующийс€ из перлитной колонии, имеет концентрацию углерода, близкую к 0,8 %, а приращение свободного феррита приводит к образованию малоуглеродистого аустенита. ѕоэтому количество углерода в аустените и степень его неоднородно≠сти можно регулировать скоростью нагрева.

—корости нагрева V ≈ 106 º—\с, по мнению [1,15,19,20],€вл€ютс€ предельными, так как интервал α → γ превращений достигает температуру плавлени€. Ѕездиффузионный механизм α → γ превращени€ наблюдаетс€ и в случае с ис≠ходной мартенситной структурой. ѕри нагреве со скоростьюV ≈ Vкр распада мар≠тенсита не происходит, иα → γ превращение имеет характер обратного мартенситного превращени€. ѕо мнению [1,19,20], температура превращени€ зависит от со≠става сплава и может быть как выше, так и ниже равновесной температуры. ќбразовавшийс€ аустенит при обратном мартенситном превращение наследует от мар≠тенсита дефектную структуру, что при последующей закалке приводит к повышению плотности дислокации и повышению твердости.

ќсобенностиα → γ превращени€ легированных сталей св€заны с замедлени≠ем в этих стал€х диффузионных процессов, уменьшени€ температурного интервала γ - фазы и с понижением температуры мартенситного превращени€ аустенита. ѕри нагреве легированных сталей роль бездиффузионного механизма α → γ превращени€ возрастает.

ќднако уменьшение температурного интервала γ Ц фазы в услови€х бы≠строго нагрева характеризуетс€ большей веро€тностью оплавлени€ поверхности.

ѕри оплавлении, карбиды, вход€щие в состав легированных сталей, раствор€ютс€ и образовавшийс€ аустенит насыщаетс€ легирующими элементами, и при последую≠щем охлаждении не претерпевает фазового превращени€.

√омогенизаци€

ѕри традиционных методах упрочнени€ (использующих медленный нагрев) примен€ют изотермическую выдержку при достижении максимальной температуры закалки.

¬ результате такой выдержки происходит α → γ - превра≠щение феррита, растворение карбидов с последующим распределением углерода и легирующих элементов [17].

ќбразующийс€ аустенит имеет посто€нную по всему объему концентрацию атомов. »змен€€ врем€ выдержки можно в определенных пределах управл€ть степенью гомогенизации аустенита. ѕри плазменном упрочнении аустенизаци€ стали протекает в неизотермических услови€х, поэтому процессы гомогенизации ограничены незначительным про≠межутком времени пребывани€ металла в аустенитном состо€нии

ќтсутствие выдержки при максимальной температуре нагрева приводит к неравномерному рас≠пределению углерода и других элементов в зерне аустенита.

ƒл€ сплавов с исходной ферритно-цементитной структурой вне зависимости от механизма α → γ - превращени€, по мнению [15-22], частичное протекание процес≠сов гомогенизации (дл€ скоростных нагревов) €вл€етс€ необходимым условием по≠вышени€ твердости.

—огласно [17-19, 22] дл€ диффузионного механизма образова≠нии зародышей аустенита, обща€ скорость превращени€ зависит от диффузии угле≠рода.

ѕри α → γ - превращении по бездиффузионному механизму образовани€ аустенита(без определенного насыщени€ его углеродом) возможно и он при быстром охлаждении возвращаетс€ к исходной ферритно-цементитной структуре (т.е. пересынщенного твердого раствора в железе не образуетс€) [28].

ѕоэтому, при описании фазовых переходов при плазменном упрочнении, важной задачей €вл€етс€ установление количественной оценки диффузии углерода при неизотермических услови€х.

ѕри скоростном нагреве железоуглеродистых сплавов с мартенситной структурой происходит обратное мартенситное превраще≠ние без заметного распределени€ углерода [17-20].

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

 роме того, необходима точна€ оценка критической скорости охлаждени€ аустенита дл€ осуществлени€ процессов закалки.

 

¬ли€ние скорости нагрева на величину зерна аустенита

ѕрин€то считать, что размер зерна обратно пропорционален скорости нагрева после печной закалки аустенитное зерно имеет примерно 7-9 баллов после за≠калки “¬„ (скорость нагрева 100-1000 ∞ —\с) зерно имеет балл 11-13. Ќа рис. 2.4. показано изменение величины зерна с увеличениемскорости нагрева до темпера≠туры зак дл€ стали 45при плазменном упрочнении.

ѕри скоростинагрева

выше 500∞ —\с незначительный

рост зерна наблюдаетс€ только в случае превышени€ температуры нагрева над температурой, прин€той при обычной печной закал ке. Ќагрев со скоростью свыше 1000^ ∞—\с приводит к смещению процесса образовани€ аустенита в область высоких температур, и, как следствие этого, уменьшаетс€ концентраци€ углерода, необходима€ дл€ устойчивости зародыша. —корость зарождени€ при этом резко увеличиваетс€, что ограничивает

рост зерен. »спользу€ сверхбыстрый нагрев(плазменнойструей(дугой), можно –ис. 2.4. ¬ли€ние температуры и скорости регулировать величину зерна аустенита к нагрева на размер зерна аустенита d моменту начала стадии охлаждени€. в стали 45.

1-500º —/с; 2-1000º —/с; 3-5000º —/с

¬ли€ние скорости нагрева на ускорение диффузионных процессов насыщени€

 

ѕочти во всех случа€х применени€ скоростного нагрева (лазерного, электронно-лучевого, плазменного и т.д.) отмечаетс€ ускорение процессов насыщени€ поверхностных слоев легирующими элементами [1,9.15,19,21, 23-26].

ќднако, при≠чины ускорени€ процессов химико-термической обработки (’“ќ) металлов не рас≠крываютс€.

”скорение диффузионных €влений при плазменной ’“ќ обусловлено особенностью фазовых превращений в железоуглеродистых сплавах при скоростном нагреве. ≈сли при медленном нагреве аустенит образуетс€ только в результате диф≠фузионных процессов, то при плазменном нагреве возможно образование аустенита по бездиффузионному механизму. ¬ доэвтектоидных стал€х бездиффузионный процесс протекает на неоднородност€х в ферритнойфазе - по границам зерен и блоков. —мещение фазовых превращений в область высоких температур оказывает существенное вли€ние на размер зерен аустенита, в момент окончани€ фазовых переходов. ”меньшение объема зерен и увеличение их числа приводит к возрастанию общей прот€женности границ. »звестно [27], что интенсивность диффузии вдоль границ и внутри зерен существенно различаетс€. —корость пограничной диффузии в 5-7 раз превосходит скорость диффузии по зерну [27]. —ледовательно, в более мелкозернистом аустените, образующимс€ при плазменном нагреве и обладающим большей прот€женностью границ, насыщение происходит значительно быстрее, чем в крупнозернистом аустените, образующимс€ при печном нагреве.

¬ысока€ диффузионна€ активность мелкозернистого и мелкоблочного ау≠стенита, образующегос€ при плазменном нагреве, усиливаетс€ наличием многочис≠ленных источников вакансии, благопри€тной дислокационной структурой и повы≠шенной плотностью дислокации [14]. Ёто св€зано с тем, что границы зерен €вл€ют≠с€ основными источниками вакансий в металлах с плотноупакованной решеткой, а измельчение зерна приводит к увеличению концентрации вакансий [27]. Ќесовершенства структуры границ (дислокации, избыточна€ концентраци€ вакансии) €вл€≠етс€, по мнению [ 14, 18, 27,28], источником избыточной энергии, что облегчает пе≠ренос диффундирующих атомов.

Ќар€ду с особенност€ми превращений в железоуглеродистых сплавах при плазменном нагреве на интенсификацию процессов ’“ќ оказывает сильное вли€≠ние сам источник нагрева - плазменна€ стру€ (дуга). ѕри плазменном нагреве (струей или дугой) азот, углерод, водород поглощаютс€ металлом в количестве,превышающем их растворимость при тех ж температурах и давлени€х, но в отсут≠ствии плазменного нагрева [28, 29]. ¬ысока€ температура плазменной струи (дуги), где газ частично диссоциирован и ионизирован, вызывает отставание релаксацион≠ных процессов от скорости снижени€ температуры газа у поверхности металла.

—ледствием этого €вл€етс€ взаимодействие с металлом газа (плазмы) в неравновес≠ном, относительно его температуры состо€нием. —верхравновесное поглощение газа в некоторых случа€х приводит к значительному перенасыщению металла газом и к стремлению выделитьс€ из него, что приводит к пористости на поверхности метал≠ла [24].

¬ажной особенностью плазменного нагрева €вл€етс€, также неоднородность температурного пол€ нагрева, свойственна€ всем процессам, использующим концентрированные источники нагрева. ќтсюда усиление термодиффузионных процессов на границе металл-активна€ среда.  роме того, использование плазмен≠ной дуги позвол€ет ускорить диффузионные процессы за счет электронного тока (электротермический эффект).

“аким образом, причины интенсификации процессов насыщени€ легирую≠щими элементами при плазменном нагреве заключаютс€ в следующем:

- при плазменном нагреве образуетс€ мелкозернистый и мелкоблочный аустенит (в который диффундирует тот или иной элемент), содержащий в се≠бе большее количество дефектов структуры (границы зерен блоков, дислокации и т.д.), что значительно облегчает процесс диффузии на границе раздела металл-активна€ среда;

- использование плазменной струи (дуги) позвол€ет создать лучшие услови€ дл€ протекани€ поверхностных реакций, заключающихс€ в сверхравно≠весномпоглощениигаза ивысокойактивностинасыщающейсреды (газова€, тверда€, жидка€ фаза);

- резко сокращаетс€ врем€ нагрева поверхности металла до температуры насыщени€ (доли секунд).

ќхлаждение

ѕри охлаждении аустенитной структуры возможно два типа γ→α -превращени€: диффузионное и бездиффузионное. ѕрискорости охлаждени€ WЛW1 реализуетс€ первый тип, а при W>W2 только второй тип. (’арактерные зна≠чени€ дл€ доэвтектоидной стали W1 ≈50∞ —\с, эвтектоидных W ≈100º —\с.

ƒл€ получени€ мартенсита в железоуглеродистых сплавах необходимо обес≠печить скорость охлаждени€ выше критической, котора€ дл€ большинства сталей со≠ставл€ет 50-200 ∞ —\с [1. ѕри плазменном упрочнении скорость охлаждени€ значи≠тельно превышает критическую и составл€ет 102-105 ∞ —\с [9]. “аким образом, рас≠пад аустенита происходит по бездиффузионному механизму с образованием мар≠тенсита.  ак уже отмечалось, при плазменном нагреве образуетс€ неоднородный аустенит, и, как следствие этого, при охлаждении объемы с разной концентрацией уг≠лерода будут закаливатьс€ по-разному. ƒиапазон температур, в которых происходит мартенситное превращение, существенно увеличиваетс€. ѕревращение малоуглеро≠дистого аустенита происходит при температуре 350-420∞ — с образованием мелко≠игольчатого мартенсита [15, 19, 22]. — ростом концентрации углерода температура мартенситного превращени€ снижаетс€ до 100∞ — с образованием пластинчатого мартенсита. ƒл€ охлаждени€ неоднородного аустенита требуютс€ большие скорости ох≠лаждени€ [19, 20, 22], по сравнению с однородным аустенитом. Ёто св€зано с тем, что повышение градиента концентрации углерода приводит к ускорению диффузии и облегчению распада аустенита.

ќднако, по мнению [9- 13], существуют оптимальные скорости охлаждени€ аустенита (102- 103 ∞—\с), которые при плазменном упрочнении увеличиваютс€, по сравнению с закалкой традиционными методами. ѕри слишком больших скорост€х охлаждени€, свыше 105 º—\с, повышаетс€ дол€ остаточного аустенита и возрастает веро€тность образовани€ трещин.

“аким образом, основными физическими особенност€ми плазменного по≠верхностного упрочнени€ €вл€ютс€: увеличение температурных интервалов α→ γ и γ→α -превращений, доминирование бездиффузионных механизмов фазовых переходов, наследование дефектов и карбидной фазы исходной структуры,вли€ние состо€ни€ исходной структуры; вли€ние термоупругих1 и остаточных напр€жений.

 

“ермодеформационные процессы в железоуглеродистых сплавах при плазменном упрочнении

 

ѕосле плазменного упрочнени€ металлов в поверхностном слое возникают остаточные напр€жени€, по€вление которых обусловлено двум€ основными причинами: термическими напр€жени€ми при неоднородном температурном поле и структурными превращени€ми. ќстаточные напр€жени€ при поверхностном упроч≠нении распредел€ютс€, по мнению [1, 9, 10, 12, 16, 24, 25], следующим образом: в поверхностном слое с (10-100 мкм) они нос€т сжимающий характер, а в более глу≠боком слое р (0,3-3 мм) переход€т в раст€гивающие напр€жени€ и по мере углуб≠лени€ в глубь металла уменьшаютс€ до нул€, рис.2.6.

 

–ис.2.6. —хема распределени€ остаточных напр€жений по глубине





ѕоделитьс€ с друзь€ми:


ƒата добавлени€: 2015-05-07; ћы поможем в написании ваших работ!; просмотров: 762 | Ќарушение авторских прав


ѕоиск на сайте:

Ћучшие изречени€:

∆изнь - это то, что с тобой происходит, пока ты строишь планы. © ƒжон Ћеннон
==> читать все изречени€...

563 - | 451 -


© 2015-2023 lektsii.org -  онтакты - ѕоследнее добавление

√ен: 0.034 с.