додати матеріал

приховати рекламу

Плазмове поверхневе зміцнення металів

[ виправити ] текст може містити помилки, будь ласка перевіряйте перш ніж використовувати.

Глава 2. Фізико-хімічні процеси при впливі плазмового струменя (дуги)
При дії плазмового струменя (дуги) на поверхні оброблюваного матеріалу протікають різні фізико-хімічні процеси. Характер їх перебігу визначається температурою, швидкістю і часом нагрівання, швидкістю охолодження плазмотрона, властивостей оброблюваного матеріалу і т.д.
В основі плазмового поверхневого зміцнення металів лежить здатність плазмового струменя (дуги) створювати на невеликій ділянці поверхні високі щільності теплового потоку, достатні для нагріву, плавлення або випаровування практично будь-якого металу. Основною фізичною характеристикою плазмового зміцнення є температурне поле, значення якого дає можливість оцінити температуру в різних точках зони термічного впливу (у різні моменти часу), швидкість нагріву і охолодження, а в кінцевому підсумку структурний стан і фазовий склад поверхневого шару матеріалу.
2.1. Теплові процеси і матеріали при плазмовому нагріванні
Процеси поверхневого зміцнення вимагають застосування концентрованого джерела нагріву з щільністю теплового потоку на поверхні матеріалу 10 березня - 10 6 Вт / см 2. Основним чинником, що відрізняє плазмовий нагрів від лазерного нагріву, є механізм взаємодії джерела енергії з матеріалом. При лазерному нагріванні світловий потік випромінювання, спрямований на поверхню матеріалу, частково відбивається від неї, а частково проходить в глиб матеріалу випромінювання. Випромінювання, проникаюче в глиб матеріалу, практично повністю поглинається вільними електронами провідності в приповерхневому шарі товщиною 0,1 - 1 мкм [1]. Поглинання призводить до підвищення енергії електронів, і внаслідок цього, до інтенсифікації їх зіткнень між собою і передачі енергії кристалічної гратами металу. Тепловий стан металу характеризується двома температурами: електронною Т е і решеточной Т i, причому Т е » Т i. З плином часу (починаючи з часу релаксації t Р ~ 10 -9 с) різниця температур Т е - Т i стає мінімальною і тепловий стан матеріалу можна охарактеризувати загальної температурою Т м. Подальший розподіл енергії вглиб матеріалу здійснюється шляхом теплопровідності.
Нагрівання поверхні матеріалу плазмовим струменем здійснюється за рахунок вимушеного конвективного і променистого теплообміну:
(2.1.)
q = q k + q л
Для наближених розрахунків теплових потоків у поверхні використовується модель променевого і конвективного теплообміну заснована на теорії прикордонного шару [2], Щільність конвективного теплового потоку визначається з виразу:
(2.2.)

де λ - коефіцієнт теплопровідності,
Н - ентальпія одиниці маси,
До т - Термодифузійна коефіцієнт,
у - координата, нормальна до оброблюваної поверхні.
У загальному вигляді конвективний нагрівання поверхні обумовлений перенесенням енергії плазмового струменя під дією теплопровідності, дифузії. На практиці використовують більш простий вислів:
(2.3.)

де α-коефіцієнт теплопровідності
Т плазми - температура плазмового струменя на зовнішньому кордоні
прикордонного шару,
Т пов - температура поверхні.
Зв'язок між α і параметрами плазмового струменя виражається через критеріальні залежності (число Нуссельта, Прандля, Рейнольдса і т.д.) вибір для різних випадків взаємодії плазми з поверхнею наведено в роботах. [2].
Згідно даних робіт [3] частка променевого переносу енергії від плазмового струменя до поверхні металу становить 2-8% від загального балансу енергії. У разі використання імпульсної плазмового струменя частка променистого теплообміну зростає до 20-30%. Променистий потік до одиниці площі поверхні в нормальному напрямку визначається наступним чином [4]
(2.4.)

де ξ 1 - інтегральна поглощательная здатність поверхні,
ξ 2 - ступінь чорноти плазми
σ с - постійна Стефана-Больцмана
  Т-температура плазми
Враховуючи, що теплообмін між струменем і поверхнею в основному визначається конвективної складової теплового потоку, то нехтуючи променистим теплообміном (за винятком імпульсної плазмового струменя)
можна розрахувати тепловий потік за висловом Фея-Ріддел [5]
(2.5.)

або
(2.6)

де Р р - усереднене число Прандля,
(Ρμ) ω, (ρμ) s - густина і коефіцієнт динамічної в'язкості плазми при
температурах, відповідно, поверхні тіла і зовнішнього кордону
прикордонного шару,
L е - число Льгоса - Семенова,
L d - Енергія дисоціації, помножена на вагову частку атомів,
відповідає температурі струменя,
- градієнт швидкості в критичній точці, рівний ~ U плазм / d сопла
  h s - повна ентальпія плазмового струменя.
При нагріванні поверхні металу плазмовою дугою (плазмотрон прямої дії), ефективність нагріву зростає за рахунок електронного струму q е
(2.7.)
q = q k + q л + q е
Додаткова теплова потужність за рахунок електронного струму розраховується з виразу:
(2.8.)

Ефективний ККД плазмово-дугового нагріву на 10-30% вище, ніж при використанні плазмового струменя і може досягати 70 = 85% [3,6]. Енергетичний баланс плазмового нагріву при атмосферному тиску виглядає наступним чином: 70% - конвективний теплообмін;
20% - електронний струм;
10% - променистий теплообмін.
При використанні плазмового струменя (дуги), як джерела теплової енергії, найбільший інтерес представляє розподіл теплового потоку по плямі нагріву. Розподіл питомого теплового потоку q 2 в плямі нагріву наближений-но описується законом нормального розподілу Гауса [7]
q z = q 2 m exp (- Kr 2) (2.9.)
де К - коефіцієнт зосередженості, що характеризує форму кривої нормального розподілу, а отже концентрацію енергії в зоні нагріву,
q 2 m - Максимальний тепловий потік.
Коефіцієнт зосередженості грає велике значення процесу плазмового зміцнення, тому що - Регулює швидкість нагріву поверхневого шару металу. Максимальна щільність теплового потоку в центрі плями нагрівання пов'язана коефіцієнтом зосередженості виразом [7]
  (2.10.)

Теплообмін між плазмовим струменем і зміцнюється поверхнею відбувається в області плями нагрівання, умовний діаметр якого дорівнює:

На кордоні цієї плями нагрівання питомий тепловий потік складає 0.05% від максимального g 2т [7].
Параметри режиму роботи плазмотрона роблять сильний вплив на коефіцієнт зосередженості. Зі збільшенням сили струму До зростає. Зменшення діаметра сопла (d! З ≤ 5) збільшує До. Зі збільшенням витрат плазмообразующего газу коефіцієнт зосередженості має максимум, рис.2.

На коефіцієнт зосередженості дуже впливає спосіб подачі газу, геометрія сопла і електрода. У таблиці 2.1. наведені експериментальні та розрахункові величини ефективного ККД нагріву, коефіцієнта зосередженості, теплової плазмової дуги в залежності від способу подачі плазмообразующего газу, геометрії сопла і катода. Видно, що перехід від максіальной до тангенціальною подачі газу в сопло (при постійній витраті) збільшує коефіцієнт зосередженості на 15-40% при одночасному збільшенні ефективного ККД нагріву. Параболічна форма сопла формує добре спрямований плазмовий потік, у порівнянні з іншими формами, однак ступінь стиснення дуги при цьому знижується.
Використання кільцевого катода краще при тангенціальною подачі газу, тому що у разі аксіальної подачі порушується однорідність стовпа дуги
Діаметр
сопла, мм
Довжина каналу сопла (мм)
U, B
I, A
Спосіб подачі
газу в сопло
Геометрія
Ефективний ККД нагріву,%
Коефіцієнт зосередженості дуги, див.
сопла
катода
1
2
3
4
5
6
7
8
9
2
4,4
35
100
тангенціальний
циліндр
стрижень
68
13,2
2
4,4
35
100
------/------
парабола
------/------
60
10,1
2
4,4
35
100
------/------
розтруб
------/------
49
6,5
2
4,4
35
200
------/------
циліндр
------/------
70
15,1
2
4,4
25
200
------/------
парабола
------/------
63
11,8
2
4,4
25
200
------/------
розтруб
------/------
51
6,9
3
3
3
3
4,4
3,0
3,0
3,0
25
200
аксіальний
циліндр
стрижень
58
10,8
25
200
------/------
циліндр
------/------
50
7,2
25
200
------/------
циліндр
------/------
39
4,8
25
200
Аксіально-тангенціальний
циліндр
------/------
61
11,2
4
5,0
23,5
300
аксіальний
циліндр
стрижень
63
11,5
4
5,0
23,5
300
аксіальний
парабола
------/------
54
8,1
4
5,0
23,5
300
аксіальний
розтруб
------/------
50
5,1
4
5,0
23,5
300
Аксіально-тангенціальний
циліндр
------/------
70
15,2
5
6,2
23
150
тангенціальний
циліндр
кільце
50
5,9
56,8
24
200
------/------
------/------
------/------
55
6,2
5 6,9
26
300
------/------
------/------
------/------
60
6,8
2 квітня
35
150
тангенціальний
циліндр
стрижень
65
17,8
33,5
24
300
------/------
------/------
------/------
60
16,8
4 6,2
28
300
------/------
------/------
------/------
64
17,1
Табл. 2.1.
Вплив способу подачі газу (аргону) в сопло, геометрія сопла і катода на ефективний ККД нагріву і коефіцієнт зосередженості плазмової дуги

Геометрія сопла

по перерізу сопла. При використанні сопла з фокусирующим газом коефіцієнт зосередженості збільшується. Від ступеня обтиснення стовпа дуги залежать енергетичні характеристики плазмотронів (напруга дуги, ефективна теплова потужність, концентрації теплового потоку та ін), [26,27] Так стиснення дуги, що горить в аргоні при силі струму 150-200Д-А (за рахунок зміни діаметра сопла і його положень по довжині вольфрамового катод а), призвело до збільшення напруги дуги і напруженості електричного поля в стовпі дуги, рис, 2.2.

Рис.2.2. Розподіл теплового потоку дуги g (r) по радіусу плями нагрівання малоамперной дуги в залежності від ступеня стиснення [26]. 1-вільно горить електрична дуга;
2 - незначно стисла електрична дуга, 3 - стисла електрична дуга
Дослідження, проведені Новокрещеновим М.М., Рибаковим Ю.В., Бадьяновим Б.М., Давидовим В.А. показали, що на коефіцієнт зосередженості аргоновою плазмової дуги впливають добавки WF6, SF6, SiCl4, CCl4 та інших газів. Так невелика добавка (0,02-0,5%) ВР 3 до аргону при однакових початкових умовах збільшує ефективний ККД нагрівання в середньому на 10-15%, табл.2.2.

Вплив добавок галогенідів до плазмообразующеьу газу на коефіцієнт зосередженості і ефективний ККД нагріву.
Табл.2.2.
Плазмообразующий газ
Ефективний ККД нагріву,%
Коефіцієнт зосередженості, см 2
Ar
Ar + BF 3
Ar + CCl 4
Ar + WF 6
60
68
66
70
11,6
14,5
13,8
15,2
Збільшення коефіцієнта зосередженості пояснюється деионизирующим впливом галогенів у периферійній області стовпа дуги, що призводить до зменшення перетину області провідності і до підвищення температури.
Відомо позитивний вплив галогенів на збільшення глибини проплавлення при аргоно-дугового зварювання, що також зв'язується з ефектом контрагірованія стовпа зварювальної дуги. Проведені автором експерименти показали, що при плазмовому поверхневому зміцненні в режимі дуги через шар галогенида, глибина уточненого шару стали 45 збільшується в 1,2-2,5 рази. Ефект збільшення глибини зміцнення тим вище, чим більше атомів галогену містить флюс е. а також вище потенціал іонізації металу, що входить у з'єднання з галогеном, Галогени, що збільшують глибину зміцненого шару можна розташувати в наступному порядку: фтор, -> бром, -> хлор е - > йод. Нанесення галогенів на поверхню металу пов'язане з певними труднощами, що обмежує застосування цього ефекту на практиці.
При використанні імпульсної плазмового струменя старість нагріву поверхні металу при тривалості теплового імпульсу в межах 100 мкс, досягає 10 7 º С \ с, а швидкість охолодження 10 червня º С \ с. При скороченні тривалості імпульсу до 10 мкс, швидкість нагріву і охолодження збільшується на порядок. Розподіл теплового потоку імпульсної струменя описується кривої нормального розподілу, а коефіцієнт зосередженості має трохи більше значення [8]
(2.11)

За концентрації теплового потоку в плямі нагріву імпульсні плазмові струмені наближаються до електронного променю і набагато перевершують стаціонарні плазмові струменя. Теплові процеси при плазмовому поверхневому зміцненні найбільш просто можна обчислити за відомим аналітичним виразами [7], які представляють собою рішення диференціальних рівнянь теплопровідності в лінійній постановці при лінійних граничних умовах.
Рівняння процесу поширення тепла в масивному полубесконечной тілі від потужного бистродвіжущихся нормально-розподіленого джерела нагріву, яким є плазмовий струмінь, має вигляд [7,9]
(2.12)


Десь - температура нагріву;
у, z - ширина і глибина плями нагрівання;
t - час;
То - температура тіла;
g - ефективна потужність плазмового струменя;
λ, α - коефіцієнти теплопровідності;
υ - швидкість переміщення джерел.
Миттєва швидкість охолодження:
(2.13)
W = dT / Dt
Рівняння поширення тепла для випадку зміцнення плазмовою дугою для точок, розташованих під центром анодного плями, при швидкості переміщення υ <3бм \ год має вигляд [10]
(2.14)


r - радіус анодного плями;
ξ - координата (глибина).
Розрахунок за рівнянням (2.12 - 2.14) показує, що температура нагрівання матеріалу регулюється в інтервалі від початкової температури до температури плавлення, швидкість охолодження від 4 жовтня до 10 6 º С \ с.
При дії на поверхню напівбезмежного тіла теплового джерела рухається уздовж осі X, слід розрізняти медленнодвіжущійея, бистродвіжу-щийся і імпульсний джерела тепла. Перший випадок має місце тоді, коли теплонасищеніе встигає відбутися раніше, ніж пляма нагріву пройде відстань, рівне радіусу плями нагрівання. При цьому максимальна температура нагрівання матеріалу знаходиться в центрі плями нагрівання. У міру збільшення швидкості переміщення теплового джерела максимум температури зсувається до краю нагріву, у бік, протилежний напрямку переміщення теплового джерела. Якщо теплове джерело рухається з постійною швидкістю, то через певний проміжок часу температурне поле навколо рушійної джерела стабілізується. При зміцненні імпульсної плазмовим струменем, час поширення теплового потоку порівнянно з часом впливу плазмового струменя на матеріал. У реальних умовах після припинення дії теплового джерела відбувається вирівнювання температури. При цьому в початковий момент часу, після припинення дії відбувається просування ізотерми з фіксованою температурою в глиб матеріалу і після досягнення певної глибини Z max має місце, зворотнє переміщення даної ізотерми [1,7]. Для одновимірного випадку температура будь-якої точки матеріалу на осі теплового джерела, розташованого нижче площини Z = 0, визначається з виразу:
Найпростіший спосіб оцінки відносної зносостійкості матеріалів - зважування зразків до і після випробування на абразивне зношування.

Табл.2.21.
Порівняльні випробування на зносостійкість пар тертя кулька-циліндричний зразок
Знос
Спосіб зміцнення марки стали, зразка
Лінійний, мкм
По масі, мг
Сумарний
зразок
ширина
зразок
ширина
Лінійний, км
По масі, мг
1
2
3
4
5
6
7
1. Електронно-променеве зміцнення, 40Х
2,01
56,20
1,58
0,19
58,21
1,77
2. Лазерне зміцнення
40Х
45
2,22
2,31
58,10
58,90
1,63
1,69
0,25
0,28
60,32
61,21
1,88
1,97
3. Плазмове упрочненіе40Х
45
2,30
2,38
57,90
59,01
1,69
1,72
0,26
0,28
60,20
61,39
1,95
2,00
4. Загартування ТВЧ
40Х
45
2,45
2,54
59,90
61,87
1,72
1,84
0,30
0,39
62,35
62,41
2,02
2,23
5. Об'ємна гарт
40Х
45
23,00
26,21
24,50
26,01
12,70
14,52
0,03
0,04
47,50
52,22
12,73
14,56
6. Азотування 20
12,64
85,40
3,10
1,12
97,04
4,22
7. Цементація 20
10,60
52,17
3,75
0,26
62,67
4,01
Результати випробування про нерухомо закріплений абразив сталей 40Х, 45 після плазмового зміцнення на рис. 2.59. Видно, що результати випробувань сильно залежать від режимів випробувань на абразивний знос.

Рис. 2.59. Залежність зносу різних матеріалів від питомого навантаження / а / і швидкості ковзання / б / при терті на абразивної поверхні:
1. об'ємна гарт / сталь 45 /; 2. плазмова гарт без оплавленія/45 /;
3. плазмова гарт без оплавлення / 40Х /; 4. плазмова нітроцементація/45 /.
Зі збільшенням питомого навантаження від 0 до 8-10 кгс \ см 2 величина зносу поступово зростає. Подальше збільшення навантаження призводить до різкого збільшення зносу. Оптимальна величина навантаження на зразках при подальших випробуваннях приймалася 6,5 кгс \ см 2. Швидкість ковзання в дослідженому діапазоні не робить помітного впливу на знос зміцнених зразків.
При ударно-абразивних випробуваннях спостерігається прямо-пропорційна залежність між кількістю ударів ж зносом. Енергія удару є визначальним фактором при ударно-абразивному зношуванні. При енергії удару порядку 26-23 Дж прямо пропорційна залежність порушується, що пов'язано як видно, зі зміною структури абразивних частинок (дроблення) і властивостей поверхневого мікрослоя зміцнених зразків. Дроблення абразивних частинок різко знижує величину їх впровадження в поверхню, що зменшує величину зносу. Оптимальна величина енергії удару при подальших випробуваннях з метою збереження прямо-пропорційної залежності (енергія удару - знос) була прийнята 22 Дж.
Проведені дослідження показали, що при прямо-пропорційної залежності між відносною зносостійкості (ε) і мікротвердістю при абразивному зношуванні не спостерігається. Видно тільки закономірність підвищення зносостійкості при збільшенні твердості як при терті об абразив, так і залицяється. Це вказує на те, що твердість не є визначальним фактором при абразивному зношуванні (особливо при ударно-абразивному зносі), рис. 2.60.
При ударно-абразивному зношуванні визначальне значення набуває енергетичний показник властивостей металу, пов'язаний з його опором динамічному впливу абразиву. Зростання силового показника властивостей металу (твердості) не свідчить про підвищення зносостійкості, якщо при цьому не буде зростати енергетичний показник (в'язкість руйнування).

Рис. 2.60. Вплив кількості / а / і енергії удару / б /
на знос матеріалів при ударно-абразивному зносі
1. Об'ємна гарт / сталь 45 /
2. Плазмова гарт / 45 /
3. Плазмова гартування з оплавленням / 45 /

Рис. 2.61. Залежність відносної зносостійкості
сталей при терті / а / і при ударі об
абразивну поверхню ото їх мікротвердості
1. Сталь 20 / плазмова нітроцементація /
2. Сталь 20 / плазмове борирование /
3. Сталь 45 / плазмова гарт /
4. Сталь 65Г / плазмова гарт /
5. З0ХГСА / Плазмові гарт /
6. У8 / плазмова гарт /.
Тільки поєднання цих показників силового і енергетичного (міцності і в'язкості) здатне збільшити стійкість проти ударно-абразивного зношування. Такого поєднання можливо досягти при використанні комплексних технологій плазмового зміцнення.
Вивчення зношених поверхонь показало, що при терті об абразив домінуючим процесом є мікрорезаніе. Причому, зі збільшенням твердості поверхневого шару спостерігається інтенсивне викришування мікрооб'ємів шару. Зниження пластичності шару збільшує опірність зношування, що приводить до крихкого викришування. При ударно-абразивному зношуванні спостерігається пряме впровадження абразивної частки в зміцнений шар з утворенням лунки. При багаторазовому потраплянні частинки в лунку відбувається руйнування її контурних перемичок за схемою розклинення.
Для протидії впливу абразивної середовища, зміцнений шар металу повинні мати тверду складову (карбіди, бориди, нітриди, карбоборіди, карбонитридов). Тверді частинки карбідів і інших з'єднань повинні міцно утримуватися матрицею основного сплаву. До матриці пред'являються наступні вимоги: вона повинна добре утримувати тверді частинки і протидіяти впливу абразиву. Цим вимогам задовольняє мартенситно матриця. Властивості мартенситной матриці залежать від вмісту в ній вуглецю [63]. Низковуглеродний мартенсит має низьку зносостійкість і високу в'язкість, в порівнянні з високовуглецевої мартенситом, що дозволяє краще утримувати включення твердих частинок, рис. 2.62.

Рис. 2.62. Вплив способу плазмового зміцнення
на знос стали 45 при абразивному зношуванні
1. Плазмова гарт
2. плазмова цементація
3. Плазмова нітроцементація
4. Плазмове борирование
Зі збільшенням змісту вуглецю в Мартенс (0,4-0,9%) зносостійкість при терті по абразиву буде збільшуватися. При ударно-абразивному зношуванні підвищення зносостійкості відбувається до певного змісту вуглецю в мартенсит (0,5-0,7 %), Після чого спостерігається зниження.
Значний інтерес представляє оцінка зносостійкості сталей після плазмового зміцнення при інших схемах взаємодії з абразивом, а також від виду частинок і їх твердості, рис. 2.63.
Видно, що схема взаємодії і вид абразиву роблять помітний вплив на зносостійкість зміцнених зразків. Згідно (63) твердість абразивних частинок значно перевищує твердість металу, то знос не залежить від різниці твердості. При твердості металевої поверхні які перевищують 60% твердість абразиву, зносостійкість різко зростає. Для протидії основним видам абразивних частинок необхідно здійснювати легування поверхні тертя. Чим вище твердість карбідів, тим сіл'нее вони протидіють впровадженню абразивних частинок в поверхню. Твердість основних карбідів, боридів, нітридів наведена в таблиці 2.22., Звідки видно, що їх твердість у багато разів перевищує твердість абразивів. Особливо ефективними є карбіди, леговані вольфрамом, титаном, бором, ванадієм, а також нітриди.

Рис. 2.63. Зносостійкість сталі 45
після плазмової гарту без оплавлення
і з оплавленням при різних схемах абразивного зношування
1. Тертя об закріплений абразив
2. удар по закріпленому абразиву
3. Тертя в дрібнодисперсного масі
4. Тертя в крупнодісперсной масі
5. зношування в зазорі пари тертя
6.7.8. тертя в потоці рідини (кут атаки 90 º С, 60 º С, 15 º С)

Рис. 2.64. Зносостійкість сталі 40Х13
після плазмової гарту при абразивному зношуванні
в залежності від виду абразиву
1. Річковий пісок
2. крупнокускової вугілля
3. Окатиші
4. Мармурова крихта
5. гранітна крихта
6. кварцовий пісок
7. електрокорунд
Табл. 2.22.
Твердість різних сполук карбідів, боридів і т.д.
З'єднання
Твердість, МПа
Fe 2 C
Cr 2 C 2
WC
Cr 7 C 3
W 2 C
10500
12500
17500
18000
30000
З'єднання
Твердість, МПа
VC
Mo 2 C
TiC
Z 2 C
NbC
CrB 2
21000
16000
32000
28000
20500
18000
З'єднання
Твердість, МПа
W 2 B 5
VB 2
Zr 2 B 2
NbB 2
TiB 2
26000
20800
22500
25900
33700
З'єднання
Твердість, МПа
B 4 C
TiN
Fe 2 B
FeB
Fe 3 B
50000
26000
16800
20100
30000
Використання карбіду, титану (ТiС) при плазмовому цементації стали 30 дозволяє отримати поверхневий шар високої твердості (20000-23000 МПа), що збільшує зносостійкість при абразивному зношуванні в 2-3 рази, в порівнянні з простою цементацією.
Комплексне легування карбідами W і Тi підвищує зносостійкість зміцненого металу (сталь 45) при ударно-абразивному зношуванні, в порівнянні з плазмовою загартуванням в 1,5-2 рази.
При абразивному зношуванні величина зносу може досягати 2-15 мм, що в деяких випадках робить не ефективним використання поверхневого зміцнення вироби. Тому на виробах, що зазнають сильний абразивний знос, необхідно використовувати комплексні технологій зміцнення, описані вище. Проведені дослідження показали, що мінімальна глибина зміцненого шару металу задовільно працює при ударно-абразивному зношуванні становить 2 мм. Зменшення глибини зміцненого шару металу викликає інтенсивний знос і викришування: при ударно-абразивному зношуванні.
Підвищення стійкості проти ударно-абразивного зношування в разі застосування комплексних технологій обумовлено будовою зміцненого шару, що поєднує в собі високу міцність і в'язкість.
Наведені результати досліджень показують, що полум'яне поверхневе зміцнення є ефективним способом збільшення зносостійкості деталей машин та інструменту, що зазнають різні види зносу.
(2.15)

де Z-відстань по осі;
ierfc - функція інтеграла ймовірності;
τ їм - тривалість нагрівання;
r - радіус плями нагрівання;
а, λ - коефіцієнти температуропровідності і теплопровідності. При 0 <1 < τ їм у рівнянні (2.5) наводиться до спрощеного виду [1,7]
(2.16)

Щільність енергії в зоні нагріву W виражається за такою залежністю:

гдеg еф - ефективна теплова потужність плазмового струменя (дуги),
τ-тривалість нагрівання,
d - діаметр плями нагрівання.
З метою подальшого обчислення протяжності по глибині зони нагріву до температури Т зручно використовувати вираз для розрахунку температур в неявному вигляді, отримане при допущенні τ n >> √ at
(2.17)


де Z - глибина нагріву до температури T (z, t);
  З виразу (2.17) можна отримати просту формулу визначення протяжності по глибині зони нагріву до заданої температури за рахунок плазмового
нагріву.
(2.18)
Z ≈ 2 √ a τ їм / π - Т λ / W
Для отримання за один прохід широкої зміцненої доріжки, при зміцненні застосовують сканування (магнітні або механічні системи) плазмового струменя (дуги) по поверхні в напрямок перпендикулярному поступальному переміщенню. З метою спрощення модель для наближеної оцінки парамет-рів сканування можна представити у вигляді плоскої задачі.
Відомо, що у разі використання моделі одночасного нагріву підлозі »нескінченного тіла поверхневим тепловим джерелом з постійною в часі інтенсивністю, можна отримати співвідношенні щільності потужності g m , Необхідної для досягнення на поверхні максимальної температури Т тах
  (2.19)
  g т = Т тах аср π / 4 at
де α-температуропровідність;
ср - об'ємна теплоємність;
t - час нагрівання.
Для нагрівання плазмовим струменем (дугою)
(2.20)
t = d / υ, g = g n / S
де d - діаметр плями нагрівання в напрямку руху;
υ - швидкість переміщення плями, щодо деталі;
g n - повна потужність, що підводиться до плазмотрону;
S - площа, що обробляється плазмовим струменем.
У разі зміцнення без оплавлення поверхні, необхідно, щоб Т тах а поверхні! матеріалу не перевищувала температуру плавлення
(2.21)
Т тахТ пл
Тоді, згідно (2.19) і (2.21), має виконуватися умова
(2.22)
g т √ t Т пл аср π / 4 a
де знак рівності відповідає максимальній глибині гарту, без оплавлення поверховості.
Розглянемо пляма нагріву радіусом r, що рухаються по поверхні металу зі швидкістю υ і одночасно здійснює пилкоподібні коливання частотою f і амплітудою 2 d перпендикулярно напрямку υ, рис. 2.2.

Рис.2.2. Схеми лінійного (а) і кругового (б) сканування.
Скануюча плазмовий струмінь створює на оброблюваній поверхні усереднений джерело тепла, розмірами 2 r * 2 d , Що рухався з скоростьюυ,
для якого час нагрівання визначається співвідношенням:
t 1 = 2 r / υ (2.23)
а щільність потужності: g т = g еф / 4 rd
де g еф - ефективна теплова потужність.
З (2.22) випливає, що для максимальної глибини гарту необхідно, щоб виконувалась умова:
(2.24)
g т √ t 1 = Т пл аср √ π / 4а

Крім того, скануюча плазмовий струмінь створює концентроване джерело тепла діаметром 2 r , Швидкість якого визначається з амплітуди і частоти коливань, тоді час нагрівання можна записати як:
(2.25)
t 2 = 2 (2 r / 4 df) = r / df
Множник 2 означає, що в крайніх точках пляма нагріву знаходиться вдвічі довше, ніж у проміжних. Тоді щільність потужності відповідно дорівнює:
(2.26)
g т2 = g n / π r 2
З метою виключення оплавлення поверхні в крайніх точках необхідне виконання умови:
(2.27)
g 2 √ τ 2 <g 1 √ τ 1 ≤ Т пл аср √ π / 4а
  Амплітуда і частота сканування повинні відповідати виразами
(2,28)
√ d / f <πr √ 8υ
  або

Вираз (2.28) показує, що частота сканування повинна збільшуватися зі зменшенням плями нагріву, з ростом швидкості обробки й амплітуди сканування. На теплові процеси і розміри зміцненої зони, крім параметрів режиму роботи плазмотрона (сила струму, витрата газу і т.) впливають і параметри ведення технологічного зміцнення, такі як швидкість обробки, дистанція обробки, кут нахилу плазмового струменя (дуги) до оброблюваного виробу та ін
  При розробці технологічних процесів на практиці необхідно мати прості 9 зручні аналітичні вирази для розрахунку основних параметрів зміцнення. У роботах з плазмовому зміцненню [10, 12 - 14] використовуються різні аналітичні вирази. Так в роботі [12] швидкість нагріву локальної зони визначається з виразу:

де g s - густина потужності плазмової дуги;
α, λ-коефіцієнти температуропровідності і теплопровідності;
τ - час дії;
h-глибина зміцнення.
Значення щільності потужності плазмової дуги достатньої для фазовихпревращеній визначають:

де Т зак - температура гарту;
В - коефіцієнт акумуляції теплоти.
Глибина загартованого шару визначається з виразу:

де Р - потужність плазмової дуги;
υ - швидкість обробки;
d-діаметр плями нагрівання;
ρ - щільність матеріалу;
З т - питома теплоємність;
Q-теплота плавлення;
К в - коефіцієнт, що враховує якість оброблюваної поверховості.
Швидкість обробки визначається як:

У роботі [13] використовується залежність глибини гартування від параметра
  h = Р / (d c υ) 0,4
де Р - теплова потужність джерела нагрівання;
d - діаметр сопла;
υ - швидкість обробки.
У роботах Токмакова В.П., Гречаній М.В., Пєтухова О.В., Скрипкіна А.А., Матханова В.М. наводяться розрахункові дані, що дозволяють визначити температуру нагрівання і швидкість охолодження металу. Побудовані номограми для вибору оптимальних режимів плазмового зміцнення. Експериментальні дослідження процесу плазмового зміцнення сталей рок 9ХФ, 40Х, У8, Х12М, проведені цими авторами, показали, що максимальна поверхнева твердість після зміцнення пропорційна величині вуглецевого еквівалента З екв , А глибина упрочненіязавісіт від коефіцієнта температуропровідності. Це дозволило авторам встановити залежність виду:
  HW max = f (g, υ, З екв); h = f 2 (g, υ, а)
У явному вигляді рівняння цих залежностей виглядають наступним чином:
HV max = 10 -3 (- 0.308271 υ 2 +1.23441 g 2 +12.792 a два +1.71723 υ g - 1.54273 υ C екв - 1.7919 υ + 0.36981 g -18.2439 C екв +11,223)
h max = 262.506υ 2 +50.3667 g 2 +1466.729 а 2 +107.754 υg + 53.1505υα - 47.1105gа -
- 938.111υ + 199.495g - 5.6734а + 686.691
Отримані результати, на думку авторів, свідчать про гарний збіг експериментальних і розрахункових даних, що дозволяє, не проводячи експериментів, прогнозувати максимальну твердість і глибину зміцнених поверхонь, табл.2.3., 2.4.

Табл.2.3
Експериментальні та розрахункові значення поверхневої твердості HW max, в залежності від вхідних параметрів (g, υ, З екв)

V, м / c
g, кВт / м 2
C,%
HV експ, МПа
HV рас, 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.
Експериментальні та розрахункові значення глибини зміцнення
від h max вхідних параметрів

υ, м / c
g, кВт / м 2
а, см 2 / с
h експ, МПа
h рас, 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
Побудова математичних моделей плазмового поверхневого зміцнення, що відображають кінетику процесу, засноване на рішенні не лінійних крайових задач теорії теплопровідності. Коректне опис теплофізичних процесів взаємодії плазмового струменя (дуги) з поверхнею оброблюваного матеріалу, можливо лише з урахуванням незворотних процесів, що супроводжують поверхневу загартування деталі, поліморфних перетворень, окислювальних реакцій на
поверхні, енергетичних втрат на плавлення і випаровування матеріалу, зміна теплофізичних властивостей матеріалу при нагріванні та охолодженні. В якості основи такої моделі можна використовувати «завдання Стефана» з вільною межею σ, що є фронтом мартенситного освіти. Математична постановка такого завдання зводиться до визначення температурних полів у поверхневому шарі деталі і до розрахунку меж розділу при поліморфних перетвореннях. Аналітичне вирішення можливе тільки при ряді спрощень. У роботі [24] представлена ​​математична модель плазмового поверхневого зміцнення азотування з газової фази.
2.2. Фазові та структурні перетворення при плазмовому нагріванні металів
Незважаючи на відмінність фізичних процесів, що лежать в основі того ними іншого способу поверхневого зміцнення металів (плазмового, лазерного, електронно-променевого і т.д.), для всіх характерна спільна особливість - фазові та структурні перетворення протікають в умовах далеких від рівноваги. Розглянемо фізичні причини, які дозволяють використовувати надшвидкісний нагрів при термічній обробці металів. При використанні більшості видів термічної обробки металів з ​​повільним нагріванням для отримання нерівноважної структури температура нагріву призначається вище на 30-50 ° С, критичних температур Ас 1 і Ас 3.
  При розгляді діаграми видно, що використовується тільки низькотемпературна частина аустенітної області. Температурний інтервал до переходу в рідкий стан залишається дуже великим і становить 400-700 ° С (у залежності від складу сталі) [1]. У роботах [1,9,16,18-22] показано, що нагрівання металів, зі швидкістю υ = 10 лютого - 10 6 º С, викликає зсув фазових перетворень рис.2.3. в область температур на 50-300 ° С.
  У зв'язку з цим, з усього температурного інтервалу існування аустенітної області, практика плазмового поверхневого нагріву (без оплавлення поверхні) використовується 1 / 3 його величини тоді, як при повільному нагріванні використовується тільки 1 / 20 температурного інтервалу аустенітної області.
Відомо, що розмір зерен аустеніту, в першу чергу, залежить від отношеніяскоростей двох елементарних процесів: - виникнення центрів (зародків) п і їх зростання С. Чим більше це відношення, тим менше початкове зерно S утворюється фази - аустеніту. З підвищенням температури спостерігається все більше кількісне випередження швидкості зародження над швидкістю росту. При зсуві фазових перетворень в бік високих температур, процес зародження стає домінуючим над процесом зростання зерен. Регулюючи швидкість нагріву (т, е "кількість введеної енергії в поверхневий шар металу) можна отримувати різні співвідношення n / c. Тому, використання швидкісного нагріву дозволяє різний стан аустеніту - від грубозернистого до дрібнозернистого.

Рис. 2.З. Підвищення температури точки Ас 3 в порівнянні з рівноважною в залежності від швидкості нагріву
Зміщення основних фазових перетворень в область високих температур (всередині існування γ - області на діаграмі Fe - Fe 3 C 3 дозволяє отримувати нові умовидля процесу дифузійного насичення поверхневих шарів легуючими елементами (азот, бор е. кремній, вуглець і т.д.). Проникнення дифундують атомів у поверхневий шар металу, що має зародки нової фази за розмірами, близьким до критичних, відбувається більш інтенсивно, ніж при пічної цементації, азотуванні і т.д. Саме поєднання процесів дифузійного насичення і зародження аустеніту в поверхневому шарі призводить до прискорення в 15-20раз процесів цементації, азотування і т.д. Таким чином, наявність більшого температурного інтервалу існування у - області на діаграмі Fe - Fe 3 C є однією з основних причин, що дозволяють використовувати надшвидкісну обробку (за допомогою плазмового струменя (дуги) для широко поширених сортів сталі.
Процес плазмового поверхневого зміцнення без оплавлення поверхні включає чотири стадії: нагрівання, фазовий (α → γ) перетворення, часткову гомогенізацію, швидке охолодження.
Нагрівання.
Нагрівання поверхні металу зі швидкістю близько 10 3 -10 5 º С / с вважається однією з найбільш важливих особливостей плазмового зміцнення. Ступінь нагріву і розмір нагрівається обсягу матеріалу залежить від інтенсивності теплового ис = точніка ^ і часу його дії t . Чим вище концентрація енергії джерела, тим менше розмір нагрівається обсягу і більше швидкість його нагрівання d Т / dt .
При повільному нагріванні зі швидкістю υ наявні в металі внутрішнє напруження релаксують в слідстві процесу полігонізації. Зі збільшенням швидкості нагріву υ 1> υ в наслідок інерційності процесів і перерозподілі дислокаційної структури, полигонизацию не встигає відбутися й зменшення внутрішніх напружень здійснюється шляхом рекристалізації що викликає здрібніння феритних зерен. Це в подальшому (при α → γ перетворення) призводить до утворення дрібнозернистої структури аустеніту, яка після охолодження дає мелкодісперсний мартенсит [1.15].
У роботах по термічній обробці ТВЧ [17-20] показано, що при певному збільшенні швидкості нагріву рекристаллизационного процеси не встигають відбутися і зміна зерна не спостерігається. Тому, для вихідної ферритно-цементітную структури рекомендуються оптимальні швидкості нагрівання в діапазоні υ 1 опт 2. Характерні значення для сталі υ 1 = 200 ..... 600 ° С \ с і υ 2 = 10 4 -10 6 З \ з [1,9,15,16,20].
При використанні плазмового нагріву в поверхневому шарі утворюється понад високодисперсний мартенсит в порівнянні з нагріванням ТВЧ, хоча середні швидкості нагріву для обох методів однакові. При нагріванні ТВЧ сплавів заліза істотний вплив на кінетику нагрівання надає перетворення фериту. При досягненні точки Кюрі перехід в парамагнітне стан призводить до різкого уповільнення темпу нагріву. Плазмовий нагрівання дозволяє підтримувати дуже високий темп зростання температури, аж до стадії інтенсівногоα → γ перетворення. Тому, при плазмовому нагріванні ефективні значення швидкості нагрівання вище, ніж при нагріванні ТВЧ. Порівняння ефективних значень швидкості нагрівання при плазмовому, лазерному та електронно-променевого зміцненні показує, що в двох останніх випадках температурний інтервал аустенітного перетворення зрушать в область більш високих температур, в порівнянні з плазмовим. Це пояснюється тим, що при лазерному та електронно-променевого зміцненні забезпечується найбільша щільність потоку енергії на поверхні, а, отже, і більш високі швидкості нагріву. Ісползованіе високих швидкостей призводить до спадкоємства дефектів вихідної структури. Показано [21], що підвищення твердості пов'язано з подрібненням блоків мозаїки і значним збільшенням щільності дефектів кристалічної решітки, що перевищує величини для випадків традиційної гарту. Позитивний вплив на результат плазмового зміцнення надають ТЕРМОПРУЖНІ напруги, які з одного боку збільшують щільність дефектів, з іншого - сприяють розвитку рекристаллизационного процесів подрібнення зерна.
α → γ перетворення при плазмовому зміцненні.
При зміні фазового стану можливі два типи перетворення: дифузійне і без дифузійне. Прийнято вважати, що при повільному нагріванні залізовуглецевих сплавів α → γ перетворення відбувається по дифузійному механізму. У роботі [20] показано, що зміна дифузійного механізму при α → γ перетворення на бездіффузіонний відбувається при швидкості нагріву 70 000-80 000 ° С \ с.
Табл.2.5.
Параметри тонкої кристалічної структури сталей після зміцнення азотної плазмовим струменем [21]
Сталь
Вид обробки
Розмір блоків * 10 -7, м
Мікровикривлень Δа / α * 10 лютого
Щільність дефектів
* 10 10, см -2
ЗОХГСА
Початковий стан
Плазмове зміцнення + відпустку
(200 º С)
Об'ємна гарт
+ Відпустку (200 º С)
2,1
0,086
0,34
0,168
0,3
0,437
0,47
4,01
1,12
Аналіз результатів дослідження [1, 10, 15. 17-22] зі швидкісного нагріву сталей за допомогою різних джерел тепла дозволяє зробити висновок можливого існування обох механізмів α → γ перетворення. При нагріванні сталей з вихідною перлітною структурою (швидкість нагрівання υ ≤ 500 ° С \ с) переважаючим механізмом аустенізації є дифузійний. Нагрівання зі швидкістю вище 1000 º С / с викликає утворення стійкого і нестійкого аустеніту в силу дії одночасно двох різних процесів - дифузійного та бездіффузіонного. При цьому, та частина аустеніту, що утворилася за бездіффузіонному механізму не може бути стійкою в межкрітіческомінтервале температур, тому що температура маловуглецевої аустеніту нижче рівноважної. Нестійкість аустеніту в межкрітіческом інтервалі температур свідчить про те, що вуглецю в ньому менше, ніж цього потрібно при дифузійному механізмі перетворення [17], при якому вуглецю завжди достатньо для створення стійкого аустеніту.
Зі збільшенням швидкості нагріву кількість місць для зародження центрів нової фази швидко вичерпується, а зростання наявних центрів (залежить від дифузійних процесів) не забезпечує достатню швидкість протікання α → γ перетворення, що призводить до домінування бездіффузіонного механізмааустенізаціі. При перевищенні деякої величини швидкості нагріву V кр дифузійний механізму повністю витісняється бездіффузіонним [20]. На думку [1,17 - 20], збільшення ролі бездіффузіонного механізму із зростанням швидкості нагріву відповідає наступна особливість процесу аустенізації сталі з вихідної ферритно-цементітную структурою:
- У доевтіктоідних сталях можлива ситуація, коли пріV <V кр перліт перетворюється на аустеніт дифузійним механізмом, а вільний ферит - бездіффузіонним. При цьому аустеніт, що утворюється з перлітною колонії, має концентрацію вуглецю, близьку до 0,8%, а приріст вільного фериту призводить до утворення маловуглецевої аустеніту. Тому кількість вуглецю в аустеніт і ступінь його неоднорідності можна регулювати швидкістю нагріву.
Швидкості нагріву V ≈ 10 Червня º С \ с, на думку [1,15,19,20], є граничними, оскільки інтервал α → γ перетворень досягає температуру плавлення. Бездіффузіонний механізм α → γ перетворення спостерігається і у випадку з вихідної мартенситной структурою. При нагріванні з скоростьюV ≈ V кр розпаду мартенситу не відбувається, іα → γ перетворення має характер зворотного мартенситного перетворення. На думку [1,19,20], температура перетворення залежить від складу сплаву і може бути як вище, так і нижче рівноважної температури. Утворився аустеніт при зворотному мартенситних перетворення успадковує від мартенситу дефектну структуру, що при подальшій загартуванню призводить до підвищення щільності дислокації і підвищення твердості.
Особенностіα → γ перетворення легованих сталей пов'язані з уповільненням в цих сталях дифузійних процесів, зменшення температурного інтервалу γ - фази і з пониженням температури мартенситного перетворення аустеніту. При нагріванні легованих сталей роль бездіффузіонного механізму α → γ перетворення зростає.
Однак зменшення температурного інтервалу γ - фази в умовах швидкого нагріву характеризується більшою ймовірністю оплавлення поверхні.
При оплавленні, карбіди, що входять до складу легованих сталей, розчиняються і утворився аустеніт насичується легуючими елементами, і при подальшому охолодженні не зазнає фазового перетворення.
Гомогенізація
При традиційних методах зміцнення (використовують повільне нагрівання) застосовують ізотермічну витримку при досягненні максимальної температури гарту.
У результаті такої витримки відбувається α → γ - перетворення фериту, розчинення карбідів з наступним розподілом вуглецю і легуючих елементів [17].
Утворений аустеніт має постійну по всьому об'єму концентрацію атомів. Змінюючи час витримки можна в певних межах управляти ступенем гомогенізації аустеніту. При плазмовому зміцненні аустенізацію стали протікає в неізотермічних умовах, тому процеси гомогенізації обмежені незначним проміжком часу перебування металу в аустенітній стані
Відсутність витримки при максимальній температурі нагріву призводить до нерівномірного розподілу вуглецю та інших елементів у зерні аустеніту.
Для сплавів з вихідною ферритно-цементітную структурою незалежно від механізму α → γ - перетворення, на думку [15-22], часткове протікання процесів гомогенізації (для швидкісних нагрівів) є необхідною умовою підвищення твердості.
Згідно з [17-19, 22] для дифузійного механізму утворення зародків аустеніту, загальна швидкість перетворення залежить від дифузії вуглецю.
При α → γ - перетворення з бездіффузіонному механізму утворення аустеніту (без певного насичення його вуглецем) можливо і він при швидкому охолодженні повертається до початкової ферритно-цементітную структурі (тобто пересинщенного твердого розчину в залозі не утворюється) [28].
Тому, при описі фазових переходів при плазмовому зміцненні, важливим завданням є встановлення кількісної оцінки дифузії вуглецю при неізотермічних умовах.
При швидкісному нагріванні залізовуглецевих сплавів з мартенситной структурою відбувається зворотне мартенситне перетворення без помітного розподілу вуглецю [17-20].
На думку [22], в цьому випадку необхідно оцінити граничну швидкість нагріву (для аналізу дифузійних процесів), нижче якої відбувається відпустку мартенситу.
Крім того, необхідна точна оцінка критичної швидкості охолодження аустеніту для здійснення процесів гарту.
Вплив швидкості нагріву на величину зерна аустеніту

Прийнято вважати, що розмір зерна обернено пропорційний швидкості нагріву після пічної гарту аустенитное зерно має приблизно 7-9 балів після гарту ТВЧ (швидкість нагрівання 100-1000 ° С \ с) зерно має бал 11-13. На рис. 2.4. показано зміну величини зерна з увеліченіемскорості нагріву до температури Т зак для сталі 45прі плазмовому зміцненні.
При скоростінагрева
вище 500 ° С \ з незначний
зростання зерна спостерігається тільки у разі перевищення температури нагріву над температурою, прийнятої при звичайній пічної гартування ке. Нагрівання зі швидкістю понад 1000 ^ ° С \ з призводить до зміщення процесу утворення аустеніту в область високих температур, і, як наслідок цього, зменшується концентрація вуглецю, необхідна для стійкості зародка. Швидкість зародження при цьому різко збільшується, що обмежує
зростання зерен. Використовуючи надшвидкий нагрів (плазменнойструей (дугою), можна Рис. 2.4. Вплив температури і швидкості регулювати величину зерна аустеніту до нагрівання на розмір зерна аустеніту d моменту початку стадії охолодження. в сталі 45.
1-500 º С / с; 2-1000 º С / с; 3-5000 º С / с
  Вплив швидкості нагріву на прискорення дифузійних процесів насичення
 
Майже у всіх випадках застосування швидкісного нагріву (лазерного, електронно-променевого, плазмового і т.д.) відзначається прискорення процесів насичення поверхневих шарів легуючими елементами [1,9.15,19,21, 23-26].
Однак, причини прискорення процесів хіміко-термічної обробки (ХТО) металів не розкриваються.
Прискорення дифузійних явищ при плазмовому ХТО зумовлено особливістю фазових перетворень у залізовуглецевих сплавах при швидкісному нагріванні. Якщо при повільному нагріванні аустеніт утворюється тільки в результаті дифузійних процесів, то при плазмовому нагріванні можливе утворення аустеніту за бездіффузіонному механізму. У доевтектоїдних сталях бездіффузіонний процес протікає на неоднорідностях у феррітнойфазе - на межі зерен і блоків. Зсув фазових перетворень в область високих температур робить істотний вплив на розмір зерен аустеніту, в момент закінчення фазових переходів. Зменшення обсягу зерен і збільшення їх числа призводить до зростання загальної протяжності кордонів. Відомо [27], що інтенсивність дифузії вздовж кордонів і всередині зерен суттєво різниться. Швидкість прикордонної дифузії в 5-7 разів перевищує швидкість дифузії по зерну [27]. Отже, в більш дрібнозернистому аустеніті, що утворюється при плазмовому нагріванні і володіє більшою протяжністю кордонів, насичення відбувається значно швидше, ніж у грубозернистому аустеніті, що утворюється при пічному нагріванні.
Висока дифузійна активність дрібнозернистого і мелкоблочной аустеніту, що утворюється при плазмовому нагріванні, посилюється наявністю численних джерел вакансії, сприятливої ​​дислокаційної структурою і підвищеною щільністю дислокації [14]. Це пов'язано з тим, що межі зерен є основними джерелами вакансій в металах з плотноупакованной гратами, а подрібнення зерна призводить до збільшення концентрації вакансій [27]. Недосконалість структури кордонів (дислокації, надмірна концентрація вакансії) є, на думку [14, 18, 27,28], джерелом надлишкової енергії, що полегшує перенесення дифундують атомів.
Поряд з особливостями перетворень у залізовуглецевих сплавах при плазмовому нагріванні на інтенсифікацію процесів ХТО робить сильний вплив саме джерело нагріву - плазмовий струмінь (дуга). При плазмовому нагріванні (струменем або дугою) азот, вуглець, водень поглинаються металом у кількості, що перевищує їх розчинність при тих же температурах і тиску, але у відсутності плазмового нагріву [28, 29]. Висока температура плазмового струменя (дуги), де газ частково дисоційований і іонізований, викликає відставання релаксаційних процесів від швидкості зниження температури газу біля поверхні металу.
Наслідком цього є взаємодія з металом газу (плазми) у нерівноважному, щодо його температури станом. Сверхравновесное поглинання газу в деяких випадках призводить до значного перенасичення металу газом і до прагнення виділитися з нього, що призводить до пористості на поверхні металу [24].
Важливою особливістю плазмового нагріву є, також неоднорідність температурного поля нагріву, властива всім процесам, що використовують концентровані джерела нагрівання. Звідси посилення Термодифузійна процесів на границі метал-активне середовище. Крім того, використання плазмової дуги дозволяє прискорити дифузійні процеси за рахунок електронного струму (електротермічний ефект).
Таким чином, причини інтенсифікації процесів насичення легуючими елементами при плазмовому нагріванні полягають у наступному:
- При плазмовому нагріванні утворюється дрібнозернистий і мелкоблочной аустеніт (в який дифундує той чи інший елемент), що містить в собі більшу кількість дефектів структури (границі зерен блоків, дислокації і т.д.), що значно полегшує процес дифузії на межі поділу метал-активна середовище;
- Використання плазмового струменя (дуги) дозволяє створити кращі умови для протікання поверхневих реакцій, що полягають у сверхравновесномпоглощениигаза ивысокойактивностинасыщающейсреды (газова, тверда, рідка фаза);
- Різко скорочується час нагрівання поверхні металу до температури насичення (частки секунд).
Охолодження
При охолодженні аустенітної структури можливо два типи γ → α-перетворення: дифузійне і бездіффузіонное. Пришвидшити охолодження W <W 1 реалізується перший тіп, а при W> W 2 тільки другий тип. (Характерні значення для доевтектоїдних стали W 1 ≈ 50 ° С \ с, евтектоїдних W ≈ 100 º С \ с.
Для отримання мартенситу у залізовуглецевих сплавах необхідно забезпечити швидкість охолодження вище критичної, яка для більшості сталей становить 50-200 ° С \ з [1. При плазмовому зміцненні швидкість охолодження значно перевищує критичну і складає 10 2 -10 5 ° С \ з [9]. Таким чином, розпад аустеніту відбувається за бездіффузіонному механізмом з утворенням мартенситу. Як вже зазначалося, при плазмовому нагріванні утворюється неоднорідний аустеніт, і, як наслідок цього, при охолодженні обсяги з різною концентрацією вуглецю будуть гартуватися по-різному. Діапазон температур, в яких відбувається мартенситне перетворення, істотно збільшується. Перетворення маловуглецевої аустеніту відбувається при температурі 350-420 ° С з утворенням мелкоігольчатого мартенситу [15, 19, 22]. Зі зростанням концентрації вуглецю температура мартенситного перетворення знижується до 100 ° С з утворенням пластинчастого мартенситу. Для охолодження неоднорідного аустеніту потрібні великі швидкості охолодження [19, 20, 22], у порівнянні з однорідним аустенітом. Це пов'язано з тим, що підвищення градієнта концентрації вуглецю призводить до прискорення дифузії і полегшенню розпаду аустеніту.
  Однак, на думку [9 - 13], існують оптимальні швидкості охолодження аустеніту (10 2 - 10 3 ° С \ с), які при плазмовому зміцненні збільшуються, в порівнянні з загартуванням традиційними методами. При дуже великих швидкостях охолодження, понад 10 5 º С \ с, підвищується частка залишкового аустеніту і зростає ймовірність утворення тріщин.
Таким чином, основними фізичними особливостями плазмового поверхневого зміцнення є: збільшення температурних інтервалів α → γ і γ → α - перетворень, домінування бездіффузіонних механізмів фазових переходів, успадкування дефектів і фази карбіду вихідної структури, вплив стану вихідної структури; вплив термопружних 1 і залишкових напружень.
Термодеформаційний процеси у залізовуглецевих сплавах при плазмовому зміцненні
Після плазмового зміцнення металів у поверхневому шарі виникають залишкові напруги, поява яких обумовлена ​​двома основними причинами: термічними напруженнями при неоднорідному температурному полі і структурними перетвореннями. Залишкові напруги при поверхневому зміцненні розподіляються, на думку [1, 9, 10, 12, 16, 24, 25], наступним чином: у поверхневому шарі Х з (10-100 мкм) вони носять стискає характер, а в глибшому шарі Х р (0,3-3 мм) переходять у розтягують напруги і в міру поглиблення в глиб металу зменшуються до нуля, рис.2.6.

Рис.2.6. Схема розподілу залишкових напружень по глибині
зміцненого поверхневого шару.
σ з 9 σ р - величина максимальних залишкових напружень стиску та розтягу;
х С9 х р - глибина залягання.
На характер розподілу залишкових напружень великий вплив надають параметри режимів зміцнення, хімічний склад зміцнюваного матеріалу, початковий стан поверхневого шару і т.д. Змінюючи параметри режимів зміцнення, можна отримати різну глибину загартованого шару і різний характер залишкових напружень по глибині матеріалу, рис.2.7.
Термопружних напружень, що діють в процесі охолодження, зрушують вліво термокінетіческіе криві розпаду аустеніту, що приводить до необхідності збільшення критичних швидкостей охолодження.

Рис. 2.7. Розподіл залишкових напружень на сталі 45 при різній глибині
загартованого шару (плазмова гарт): 1 - 0,5 мм, 2 - 1,0 мм, 3 2 мм.
Епюри залишкових напружень на поверхні сталей показують сильну нерівномірність, рис.2.8. У центрі зміцненої зони (у = 0) при потужності плазмового струменя 1,5 кВт є незначні напруги розтягнення. Зі збільшенням потужності плазмового струменя до 2,5 кВт, характер розподілу і знак залишкових напружень у центрі зміцненої зони (у-0) змінюється. Це пов'язано з тим, що зі збільшенням потужності плазмового струменя, метал у зоні обробки нагрівається до температури вище фазових перетворень, на стадії охолодження утворюється мартенсит. Подібний характер змін залишкових напружень в залежності від потужності отриманий при зміцненні плазмовим струменем на сталі 45, рис. 2.9.
На вуглецевих сталях максимальні напруження стиску зафіксовані при зміцненні з оплавленням поверхнево Проте, подальше збільшення потужності приводить до зниження напруження стиску в центрі зміцненої зони, що пов'язано зі збільшенням об'єму рідкої ванни і, як наслідок цього, зменшення швидкості охолодження. Збільшення потужності плазмового струменя (дуги) призводить до істотної зміни теплових процесів, фазових і структурних перетворень при зміцненні, внаслідок чого змінюються не тільки залишкові напруги в центрі зміцненої зони, а й характер їх розподілу поперек зони в напрямку осі y. На рис. 2.10. показано розподіл на поверхні сталі У10, 9ХМФ в залежності від потужності.


Рис. 2.10. Розподіл залишкових напружень на поверхні
сталей У10 (а) і 9ХФМ (б) при будь потужності
плазмового струменя. 1.Р = 2.5 кВт; 2. Р = 3,5 кВт; 3. Р = 5,5 кВт / оплавлення /
У роботах [1,16, 32, 35] зазначалося, що значний вплив на розподіл залишкових напружень при поверхневому зміцненні надає швидкість обробки.
На рис. 2.11. доведено вплив швидкості обробки сталей 20, 45, 40Х, 9ХМФ.
При невеликих швидкостях обробки в центрі зміцненої зони (з оплавленням) сталях 20, 45,40 Х формуються напруги, що розтягують, а краях зони оплавлення - напруження стиску.
Зі збільшенням швидкості обробки напруги в центрі зони переходять з розтягуючих в стискаючі.
На стали 9ХМФ зі збільшенням швидкості обробки напруги сжатіявцентре, зони
(У - 0) переходять в розтягуються.
Ріс.2.11. Зміна залишкових напружень у
центрі зміцненої зони залежно
від швидкості обробки (потужність Р = 4, 5 кВт);
1. -Сталь 20, 2. - Сталь 45; 3. - Сталь 40Х;
4 - Сталь 9ХФМ
Проведені дослідження показали, що розподіл залишкових напружень по ширині зміцненої зони на всіх досліджених сталях характеризуються сильною нерівномірністю. Більш різкий перехід від стискаючих напруг до напруг розтягу спостерігається по глибині зміцненого шару, що в деяких випадках може призводити до зниження міцності (внаслідок крихкого відколу ділянок зміцненого шару).


Рис. 2.12. Залежність залишкових напружень
в зміцнених сталях 45 (1), 30ХГСА (2), від температури відпустки.
У зв'язку з цим, необхідно вибирати оптимальні режими зміцнення
(Залежно від типу сталі) з сприятливим розподілом залишкових напрузі Крім того, при поверхневому зміцненні необхідно створювати сприятливі залишкові напруги по величині, знаку і розподілу, при яких найбільшою мірою компенсуються напруги, створювані зовнішнім напругою. Відомі випадки [18,19] зняття або перерозподілу залишкових напружень в процесі роботи - під впливом циклічних пружних деформацій, малих пластичних деформацій, при однократних перевантаженнях або невисокого, але тривалого нагрівання в процесі роботи і т.д. Так, в процесі відпустки, відбувається зменшення залишкових напружень за рахунок їх релаксації. У зразках зі сталі 45, ЗОХГСА, загартованих за допомогою плазмового зміцнення, після низькотемпературного відпустки спостерігається зменшення стискаючих залишкових напружень в зміцненні шарі, рис.2. 12.
Способи плазмового поверхневого зміцнення можна розділити на два великі напрями - процеси, що проводяться з матеріалами в твердому стані і при расплавлении їх поверхні [9, 10, 13, 14, 23-26]. На рис. 2.13. Наведено частина варіантів плазмового поверхневого зміцнення, які теоретично і практично можливо здійснити.
2.13. Способи плазмового поверхневого зміцнення


Рис. 2.13. Способи плазмового поверхневого зміцнення матеріалів
В даний час найбільш широко досліджуються такі напрямки:
1. Загартування сплавів з твердого стану зі швидкостями нагрівання й охолодження 10 2 -10 4 º С \ с;
2. Загартування сплавів з рідкого стану з високими швидкостями плавлення і кристалізації 10 лютого - 10 5 º С \ с;
3. Поверхневе легування, наплавлення матеріалу, обробка попередньо нанесених на метал покриттів, нагрів поверхневих шарів після традиційної ХТО;
4. Оплавлення і затвердіння з високими і надвисокими швидкостями (10 4 - 10 7 ° С \ с), що призводять до аморфізації (склування) тонкого поверхневого шару.
На стадії лабораторних досліджень знаходиться плазмове ударне зміцнення, що реалізовується за рахунок коротких проміжків часу. Газодинамический натиск плазмового потоку створює в зоні обробки тиск, (400-800 МПа), що значно вище межі текучості аустеніту. Численні дослідження в області плазмового зміцнення [9, 10, 13, 14, 23-26] з використанням електронної та оптичної мікроскопії показали, що зона термічного воздействіяплазменной струменя (дуги) має форму сегмента і за своєю будовою аналогічна ЗТВ електронного і лазерного променя [1, 16. При нагріванні плазмовим струменем (дугою) поверхні металу відбувається нагрівання поверхні шару до різних температур, внаслідок чого він має шарувату будову. У залежності від мікроструктури і мікротвердості в сталях за глибиною розрізняють три шари.
- Перший шар - зона оплавлення, має місце при загартуванню з розплавленого стану. Зона оплавлення має стовпчасті будову з кристалами, витягнутими в напрямку відводу тепла. Основна структурна складова мартенсит.
- Другий шар - зона гарту з твердої фази, що утворюється в інтервалі температур Т пл> Т зак> Т Ас1. За глибиною шар характеризується сильною структурної неоднорідністю, тому що поряд з повною загартуванням відбувається неповна гарт. У верхній межі шару, ближче до поверхні, спостерігається мартенсит і залишковий аустеніт. У нижній межі шару, ближче до вихідного металу, поряд з мартенситом спостерігаються елементи вихідної структури: ферит в доевтектоїдних сталях і цементит в заевтектоідних.
- Третій шар - перехідна зона, в якій метал нагрівається до температур нижче точки Ас 1, в якому основними структурами є структури відпустки.
Шарувату будову зміцненої зони характерно для всіх способів плазмового зміцнення. Конкретні структури і будова зони плазмового впливу для кожного способу і типу стали будуть розглянуті нижче. Геометричні параметри зони плазмового нагріву характеризуються шириною і глибиною зміцненого поверхневого шару, які для більшості способів залежать від параметрів режиму зміцнення (потужності плазмового струменя (дуги), дистанції зміцнення, швидкості обробки), рис. 2.14.
У роботах [23-25] для визначення інтервалу гарантованого зміцнення (ІГУ) металів використовується енергетичний параметр щільність енергії за
Поверхні W, Дж / ​​мм 2. Перший енергетичний поріг W 1 відповідає початку аустенітних перетворень в сталі.

Рис. 2.14. Вплив параметрів процесу зміцнення
на геометрію зміцненої зони: ширину В / а / і глибину Z / б /.
При подальшому збільшенні густини енергії поверхнева твердість у зоні плазмового впливу різко зростає і при другому критичному значенні досягає майже максимальної величини. У діапазонеW 1 - W 2 процеси α → γ і γ → α - перетворень протекаютужедостаточноплотно.

Третій енергетичний поріг W 3 відповідає початку мікроплавленія. Енергетичний поріг W 2 - W 3, на думку [23-25], можна вважати інтервалом гарантованого зміцнення (ІГУ) для даного матеріалу, рис. 2. 15.

Рис. 2.15. Вплив щільності енергії в зоні нагріву
на поверхневу твердість
Однак на практиці використання цього енергетичного параметра не знайшло широкого застосування. Як правило, в якості основних параметрів використовують силу струму дуги в плазмотроне, дислокацію зміцнення, діаметр сопла, швидкість обробки. Найбільш сильно на ступінь зміцнення впливає швидкості обробки й сила струму, тому що вони дозволяють регулювати швидкість нагріву і охолодження, рис. 2.16.

Рис. 2.16. Вплив основних параметрів плазмового зміцнення:
сили струму / а /, швидкості зміцнення / б /, дистанції обробки / у /, діаметра сопла / г /
на твердість зміцненої зони / гарт без оплавлення /;
1 - Сталь 20; 2 - Сталь 45; 3 - Сталь 60
Для пошуків оптимальних режимів рекомендується використовувати наступний прийом. На зразку-свідка проводиться зміцнення оплавлення поверхні (змінюючи параметри: силу струму або швидкість зміцнення). При появі перших ознак оплавлення, плавним зміною одного з параметрів домагаються зникнення оплавлення і поблизу цього порога проводять зміцнення без оплавлення поверхні. Експериментально встановлено, що при такому підході немає необхідності проводити трудомісткою операції (металографічний аналіз), тому що глибина плазмового зміцнення виявляється максимальною.
Крім того, для знаходження максимальної глибини гарту можна використовувати вираз Z = √ 4а t, де а - температуропровідність матеріалу, що визначає глибину проникнення теплової енергії в метал за час t.
Ступінь зміцнення (відношення загартованої структури до вихідної) визначають за допомогою вимірювання мікротвердості. Твердість тонких шарів, товщиною менше 0,5 мм., Вимірювати за шкалою HRC не можна, тому що алмазний конус може проникнути на глибину, що перевищує товщину зміцненого шару і показувати твердість низлежащих областей. Характер розподілу мікротвердості по глибині і ширині і ширині зони плазмового впливу зображений на рис. 2.17. Розміри зони залежать не тільки від параметрів плазмового зміцнення, а й від особливостей фазових структурних перетворень (у сталях різного складу) та їх прокаливаемости.

Рис. 2.17. Загальний характер мікротвердості по глибині / а / і ширині / в / зони
термічного впливу ЗТВ при обробці без оплавлення Z зз - глибина загартованого шару;
Z пз - глибина перехідного шару; Z ЗТВ - загальна глибина ЗТВ; Взз - ширина загартованого шару;
ВПЗ - ширина перехідного шару; Взтв - спілкувався ширина ЗТВ
Численні металографічні дослідження структур, отриманих в результаті плазмового, лазерного та електронно-променевого зміцнення, наведені
в роботах [1, 9, 10, 15, 16, 23-26] дозволяють викласти загальні закономірності їх утворення в різних залізовуглецевих сплавах.
Конструкційні вуглецеві сталі (доевтектоїдних)
У зоні оплавлення низьковуглецевих сталей з вмістом С <0,3% утворюється мелкоігольчатий маловуглецевих мартенсит. Мікротвердість в цій зоні становить (5000 - 6500 Мпа) і залежить від вмісту вуглецю в сталі. Зона гартування з твердої фази характеризується більшою структурної неоднорідністю. Збереження в структурі зони плазмового нагріву вихідного фериту створює значну неоднорідність мікротвердості. Зі збільшенням змісту вуглецю в сталі збільшується частка перлітною складової і, як наслідок цього, мікротвердість зростає і її розподіл більш однорідне, див. табл. 2.6., 2.7.
У перехідній зоні феритної складова, в основному, повністю зберігається. Присутність фериту може негативно впливати на деякі експлуатаційні характеристики сталі (зносостійкість, втомну міцність), У зв'язку з цим, плазмове зміцнення доцільно використовувати для сталей, де вплив феритної фази незначно.
Проте звертає на себе увагу досить висока твердість загартованого шару на низьковуглецевих сталях (5000 - 6000 МПа), що в звичайних умовах стандартної термічної обробки не досягається (гарт або взагалі не про-мсходіт, або не дає такої високої твердості), рис. 2.18. На думку [1, 15, 16], о6'ясняется значною зміною зерен фериту і аустеніту, а також рейок, пластин та пакетів мартенситу.
Табл. 2.6.
Результати плазмового зміцнення сталей (без оплавлення поверхні)
Марка
стали
Глибина гарту, мкм
Вихідна мікротвердість Н, МПа
Мікротвердість після гарту, Н, МПа
Ферит
Перліт
Колишні перлітним зерна
Ферит
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.
Результати плазмового зміцнення стали
(З оплавленням поверхні)
Марка стали
Мікротвердість Н, МПа
Зона гартування з рідкої фази
Зона гартування з твердої фази
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. Мікротвердість доевтектоїдних сталей після
звичайної та плазмової гарту.
1 - вихідна без гарту; 2-звичайна гарт; 3 - плазмовий гарт
При збільшенні вмісту вуглецю до 0,6 ° - 0,7% у середньовуглецевих сталях твердість мартенситной

структури різко возрасает. Так у сталі20мікротвердостьмар-
тенсіта складає 6000 МПа, а в
стали 45 - 8000 МПа. Пояснюється це тим, що твердість мартенситу зростає з підвищенням вмісту вуглецю і збільшенням ступеня тетрагональної кристалічної решітки. При
загартуванню з оплавленням сталі 45
зоні оплавлення утворюється крейда-
кодісперсний рейковий мартенсит
Зона гарту без оплавлення складається з верхньої областіс однорідною структурою та нижній області з неоднорідною структурою (мертенсітотростіт + мартенсит + тростітная сітка). + Тростітная сітка). У перехідній зоні утворюється тростітоферрітная структура, що переходить на кордоні з вихідною структурою в феритної. Мікротвердість по глибині зміцненого шару показана на ріс.2.19.
При плазмовому зміцненні без оплавлення поверхні середньовуглецевих сталей область більш однорідного мартенситу відсутній і тростітферрітная сітка навколо мартенситу може доходити до поверхні, що призводить до зниження твердості. Це пов'язано з частковою гомогенізацією аустеніту.
Інструментальні сталі / евтектоїдних, заевтектоідние /

За хімічним складом інструментальна сталь розділяється на вуглецеву, леговану і високолеговану / швидкорізальної /. В особливу групу можна виділити штампові і валкові інструментальні сталі.
Плазмовому поверхневому
зміцнення піддавалися
інструментальні вуглецеві
сталіУ7, У8, У10, У12 з оплавленням і безоплавленія
Рис. 2.20. Розподіл мікротвердості по глибині зміцнення
поверховості. При загартуванню з оплавленням поверхні в зонезакалкі з рідкої фази, крім дрібнодисперсного мартенсітазафіксіровано більшу кількість залишкового аустеніту / в сталі У8 досягає 35%, в сталі У12 - 50%.
У теж час мікротвердість Інструментальних сталей після плазмової гарту дуже висока, рис. 2.20.

У зоні гарту з твердої фази загартований шар має яскраво виражену неоднорідність. Ближче до оброблюваної поверхні твердий розчин насичений вуглецем, що сприяє утворенню підвищеної кількості аустеніту. У нижній межі шару залишкового Ріс.2.21. Розподіл мікротвердості по глибині зміцненого шару сталі У10 після плазмового зміцнення з різним вихідним станом.
аустеніту значно менше, внаслідок чого досягається максимальна твердість. Крім того, в нижній межі шару спостерігається більша кількість нерозчинених карбідів.
Велике значення для отримання високої твердості надає початковий стан сталі. Так, в сталі У8, У10 (попередньо об'ємно загартованої) стає можливим бездіффузіонное зворотне мартенситне перетворення з успадкуванням аустенітної дефектної структури мартенситу при повному гальмуванні в процесі плазмового нагріву ефектів разупрочнения і рекристалізації, рис. 2.21.
При зміцненні, без оплавлення попередньо загартованої сталі (У 10) з вихідною структурою мартенситу в зоні нагріву з'являється третій шар - шар відпустки (високодисперсна структура тростіта). Мікротвердість шару відпустки зі структурою тростіта складає 4000-4300 МПа. Формування зони відпустки на кордоні загартованого шару з вихідною структурою може грати роль «м'якої» прошарку, здатної гальмувати розвиток тріщин, що поширюються від поверхні.
Леговані інструментальні сталі
Плазмовому зміцнення піддавалися стали рок 9ХФ, 9ХФМ, 9ХС, 9Х5ВФ, 6ХС, 55Х7ВСМФ, 7ХНМА, 8Н1А, ЇХ, 13Х, ХВГ з оплавленням і без оплавлення поверхні.
При зміцненні без оплавлення поверхні в зоні оплавлення виникає мелкодисперсная структура високовуглецевого мартенситу і залишкового аустеніту. Внаслідок високої швидкості плавлення і кристалізації, в зоні оплавлення спостерігаються нерозчинені карбіди. Висока легування мартенситу в зоні оплавлення забезпечує великі значення мікротвердості (12000-14000 МПа). Проте, в більшості випадків у зоні оплавлення з'являються мікротріщини, що призводить до відколу і викришування зміцненого шару.
Плазмове зміцнення без оплавлення поверхні легованих інструментальних сталей призводить до формування в зміцненої зоні сильно неоднорідної структури. Внаслідок незавершеності процесів аустенізації в зміцненні шарі утворюються мартенсит + нерозчинений цементит + залишковий аустеніт. (Так у стали рок 9ХФ і 9ХФМ кількість залишкового аустеніту досягає 35%, а в сталі 55Х7ВСМФ до 40%. Кількість залишкового аустеніту за глибиною зміцненої зони зменшується і вже на глибині 80-100 мкм не перевищує його вміст в даній сталі при звичайній об'ємної загартуванню.
Табл. 2.8.
Твердість сталі після обробки холодом / рідкий азот /
Марка стали
Мікротвердість, МПа
Вихідна
Після плазмового зміцнення
Плазмове зміцнення + обробка холодом
Рок 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 усунення залишкового аустеніту після плазмової гарту була проведена обробка холодом.Ізвестно, що в легованих інструментальних сталях точка кінця мартенситного перетворення лежить нижче кімнатної температури. При подальшому охолодженні в рідкому азоті цих сталей відбувається мартенситне перетворення, і кількість залишкового аустеніту помітно знижується, табл. 2.8.

Проведені дослідження показали, що обробка холодом наближає леговані інструментальні сталі за твердістю до твердих сплавів (НRС Е 65 - 80) і знаходиться на одному рівні
з швидкорізальними інструментальними сталями (НRС е. 65-69).
Проте використання цієї
Рис. 2.22. Розподіл мікротвердості по глибині зміцненої зони на сталі після плазмового зміцнення (без оплавлення)
операції в практичних цілях дуже важко і вимагає подальших досліджень.
При зміцненні легованих інструментальних сталей відзначається «ефект» максимальної твердості на певній глибині від поверхні, рис. 2.22.Прізакалкелегірованних інструментальних сталей
Потрібні менші швидкості охолодження, ніж для вуглецевих, тому що аустеніт в них більш 13Х (1), стали 9ХС (2), стали 9ХФМ (3) стійкий проти розпаду. Легуючі елементи здатні утворювати з вуглецем з'єднання (у вигляді карбідів, які утримують вуглець у важкорозчинних сполуках), що перешкоджають насиченню аустеніту. Проте вплив легуючих елементів на мікротвердість зміцненого шару зменшується зі збільшенням змісту вуглецю. Стали, вміст хрому в яких перевищує 2-3%, упрочняются менш ефективно у зв'язку з сильним впливом легуючих домішок на процес загартування.
Швидкорізальні інструментальні сталі
Плазмовому зміцнення з оплавленням і без оплавлення поверхні піддається вже готовий інструмент, що пройшов остаточну термічну обробку, виготовлений з різних марок сталі Р18, Р6М5, РУМ4К8.
При зміцненні з оплавленням поверхні стали Р18 в зоні оплавлення відбувається розчинення карбідів, підвищується ступінь легування і стійкість аустеніту. Як наслідок цього твердість виявляється нижче, ніж твердість сталі після звичайної термічної обробки.

Табл. 2.9.
Структура та фазовий склад сталей після плазмової гарту та пічного відпустки
Марка стали
Спосіб обробки
Структура
Фазові складові
Твердий розчин
Карбіди
Кількість фаз,%
Склад за масою,%
Тип карбіду і кол-во%
Сумарний склад по масі,%
α
γ
C
W
Mo
V
Cr
Co
Fe
C
W
Mo
V
Cr
Co
Fe
Р6М5 *
Р6М5 **
Плазмова
гарт
Мартенсит + залишковий аустеніт + карбід
64. 1
26.8
0.4
3.35
3.1
1.1
4.2
-
87.85
МС-1, 1,
М 6 С-8, 0
4.0
31.5
22.5
7.3
3.4
-
31.3
Плазмова
гарт + відпустку при 570 º С
86.2
-
0.2
2.4
1.6
0.6
4.2
-
91.0
МС-2, 6,
М 6 С-7,
М 2 С-3, 1
Ч 27 С-1, 1
М 23 С6,
М 7 С 3,
М 3 З
6.1
26.3
30.5
9.1
6.5
-
21.5
Р9М4К8 *
Плазмова
гарт
62.0
29.0
0.6
5.0
3.0
1.7
3.7
8.9
77.1
МС-1, 8,
М 6 С-7, 2
інтеріметаллід
4.4
4.03
19.5
8.1
3.3
2.2
22.2
Р9М4К8 **
Плазмова
гарт + відпустку при 580 º С
86.2
-
0.2
3.2
1.8
1.2
2.9
9.2
81.5
МС-3, 8,
М 2 С-3, 6
М 6 С-7, 4
Ч 27 З 6,
М 7 С 3,
5.8
39.4
20.6
8.0
8.0
2.4
15.8
* Мартенсит + аустеніт (твердий розчин)
** Відпущений мартенсит (твердий розчин), залишковий аустеніт в межах помилки вимірювання
При зміцненні без оплавлення поверхні, структура загартованого шару складається з мелкоігол'чатого мартенситу + залишкового аустеніту + карбіди. Твердість сталі (9500-12300 МПа) перевершує твердість після звичайної термообробки, ріс.2.23.
Для бистроорежущіх сталей також можливо використовувати обробку холодом після плазмового зміцнення, що підвищує твердість зміцненої зони на сталі Р6М5 з 10000 до 12000 МПа, на сталі Р18 до 11500 МПа, Р9М4К8Ф до 13800 МПа.
Для підвищення твердості загартованої швидкорізальної сталі після плазмового зміцнення можна використати відпустку, що сприятливо змінює структуру і фазовий склад сталі, табл. 2.9.

Рис. 2.23. Мікротвердість сталі Р18 (1), Р6М5 (2) і Р9М4К8Ф (3) після плазмового зміцнення без плавлення
При зміцненні швидкорізальних сталей найбільш ефективно зміцнення без оплавлення поверховості. Оптимальні значення плазмового зміцнення необхідно підбирати для кожного інструмента з тієї ж сталі. Крім того, підвищення твердості попередньо загартованої сталі дуже сильно залежить від тривалості плазмового нагріву (залежність для швидкорізальних сталей НV = f (t)) має екстремум), тому що тривалість нагрівання визначає швидкість фазових і структурних перетворень в зміцненні шарі.
Штамповані інструментальні сталі
Поверхневе зміцнення стали Х17Ф1 здійснювалося з оплавленням і без оплавлення поверхні. Використовувалася сталь, що пройшла стандартну термообробку (гарт і відпустка) і без неї, рис. 2.24. Проведені дослідження показали, що присутність у структурі цієї стали більшої кількості карбідів (15-25% за масою) вимагає високих температур гарту для повного розчинення карбідів і отримання високої твердості. Після традиційної загартування в структурі залишається значна кількість (12%) надлишкових карбідів і велика кількість залишкового аустеніту
(40-45%). При зміцненні з оплавленням поверхні карбіди хрому не встигають утворюватися з-за високої швидкості охолодження, а аустеніт настільки збагачений цим елементом, що при охолодженні до кімнатної температури мартенситне перетворення не відбувається.
Тому в оплавленій зоні твердість значно нижче, ніж у загартованому шарі яз твердої фази. Структура загартованого шару з твердої фази включає в себе мслкоігольчатий мартенсит + залишковий аустеніт (до 30-40%) + карбіди. Мікротвердість цього шару залежить від співвідношення структурних складових.
Зниження швидкості охолодження при зміцненні з оплавленням поверхні дозволяє отримувати високу твердість в оплавленій зоні (HRC е 61-62).

Стали цього класу широко використовуються в машинобудуванні для виготовлення різних деталей, що працюють в складних експлуатаційних умовах. Тому в практиці плазмового зміцнення вони займають особливе місце, тому що по них автором зібрано великий матеріал експлуатаційних випробувань. До їх числа відносяться сталь ЗОХ, 40Х, 50Х, 20ХГР, ЗОХГТ, 15ХФ, 40ХФА, 40ХС, Зог, 50Г, 40ХФА, 38ХС, ЗОХГСА, ЗОХМ, 40ХН, 50ХН, 20ХНЗА, 38ХГН, 45ХН2МФА, 38Х2МЮА, 38ХН1М, 18Х2Н4МА.
Основними легуючими елементами конструктивних сталей є хром, нікель, кремній, марганець. Вольфрам, молібден, ванадій, титан, бор та інші вводять в сталь у поєднанні з хромом, нікелем, марганцем для додаткового поліпшення властивостей. Відомо, що при введенні в сталь легуючих елементів останні можуть утворювати із залізом різні фази: тверді розчини, легований цементит або спеціальні карбіди, интерметаллические з'єднання.
Наявність легуючих елементів і утворення ними сполук з вуглецем робить істотний вплив на високотемпературні процеси на діаграмі Fе-Fе 3 С у порівнянні з вуглецевими сталями. Одні елементи (нікель, марганець, мідь) знижують критичну точку Ас з і розширюють область γ-фази. Інші (хром, вольфрам, молібден, кремній, алюміній, ванадій, бор та ін) при певній концентрації підвищують критичну точку Ас 3. Найбільш різко перетворення сповільнюються при легуванні сталей (V, W, Мо) що утворюють стійкі карбіди, а також при підвищеному вмісті хрому (більше 2%).
Леговані конструкційні сталі володіють меншою критичною швидкістю охолодження * і як наслідок цього краще прогартовуються. Відомо, що чим вище в сталі легуючих елементів, тим вище її прокаливаемость. На сталях, що мають у своєму складі марганець, хром, бор, нікель, молібден після плазмового зміцнення глибина зміцненого шару більше, в порівнянні з вуглецевими сталями при однакових режимах зміцнення.
При порівнянні ступеня зміцнення легованих та вуглецевих конструкційних сталей, тому що ЗОХ, 40Х, 5ОХ і стали 30, 45, 50 показує, що навіть при невеликому легуванні хромом (0,8-1,1%) відбувається помітне збільшення мікротвердості. Аналогічна картина і для сталей, легованих марганцем, табл. 2.10.
Мікротвердість, НВО
Легована
Конструкційна
ЗОХ 8800-9000
40Х 9500-10500
50Х11000-12000
45Г 9500-10500
50Г 11200-12500
30 7900-7400
45 7800-8600
508200-9500
У високовуглецевих сталях добавки легуючих елементів (0,5-1,5%) призводять до посилення неоднорідності структури зміцненого шару внаслідок зменшення коефіцієнта дифузії вуглецю і збільшення стійкості карбідів. Завдяки високій легуванні мартенситу мікротвердість зміцненого шару досягає великих значень. Основні структури, які утворюються в зміцненні шарі легованих сталей мартенсит + карбіди + залишковий аустеніт. Аналіз легованих сталей утруднюється різноманіттям впливу легуючих елементів на фазові структурні перетворення при плазмовому зміцненні і обмежується тільки експериментальними даними по мікротвердості зміцненого шару, табл. 2.11.
При використанні плазмового зміцнення для підвищення твердості деталей виготовлених з цих сталей рекомендується використовувати режими зміцнення, що дозволяють добитися неповного розчинення карбідів (достатнього для насичення мартенситу) і менший вміст залишкового аустеніту. Це досягається при максимальних швидкостях обробки.
Плазмовому поверхневому зміцненню піддавалися стали корозійностійкі типу 20X13, 30X13, 40X13, 95X18, 25Х13Н2, ресорно-пружинні сталі типу 65Г, 60С2, 50ХФА, а також стали для виливків типу 35Л, 45Л, 20ФЛ.
Табл. 2.11
Мікротвердість легованих сталей після плазмового зміцнення
Сталь
Мікротвердість Н, МПа
Глибина зміцненого шару, мм
Вихідною структури
У загартованої зоні
30Х
40Х
50Х
40ХН
50ХН
30Г
45Г
50Г
20ХГР
30ХГТ
15ХФ
40ХФА
40ХС
30ХГСА
35ХМ
20ХН3А
38ХГН
45ХН2МФА
38Х2МЮА
38ХН1М
18Х2Н4МА
1800-2000
1900-2300
2000-2100
2200-2250
2300-2400
2100-2200
2100-2200
2200-2300
1800-1900
1800-2000
1750-1900
2000-2100
1900-2000
1800-1950
1900-2100
1800-2100
2000-2100
2100-2200
2200-2300
2200-2300
2200-2100
8800-9000
9500-10500
11000-12000 *
9200-10500
10700-11500
7900-8200
9500-10500
11200-12500 *
7200-8600
8100-9500
7900-8500 *
10500-11200
9800-11000
7500-7900
8300-9800
9000-10000 *
10500-11000 *
12200-13000
12100-13000
10000-11500 *
13000-13800
0,1-3
0,1-3
0,1-3
0,1-4
0,1-4
0,1-2,5
0,1-4
0,1-5
0,1-2
0,1-3
0,1-3,5
0,1-3
0,1-3,5
0,1-4
0,1-3,5
0,1-3,5
0,1-4
0,1-4
0,1-4
0,1-4,5
0,1-4,5
* - Режим обробки з оплавленням поверхні
Плазмове зміцнення корозійних сталей проводилося без оплавлення і з оплавленням поверховості. Мікротвердість зміцненого шару на цих сталях дуже висока, порівняно з пічної термообробкою, табл. 2.12.
Структура зміцненого шару при оплавленні поверхні складається з мартенситу, залишкового аустеніту та карбідів. Кількість залишкового аустеніту досягає біля поверхні 35-45%.
Максимальна мікротвердість припадає на шар гарту з твердої фази, де частково зберігаються розчинилися карбіди і невеликий вміст залишкового аустеніту (у порівнянні з оплавленою зоною).

Табл.2.12.
Мікротвердість корозійностійких сталей після
плазмового зміцнення
Сталь
Мікротвердість зміцненого шару Н, МПа
Пічна гарт
Плазмова гарт
без оплавлення
з оплавленням
20Х13
30Х13
40Х13
95Х18
25Х13Н2
4800-5600
5000-5800
6000-6800
7800-8900
6900-7400
5500-6000
6200-7500
8800-9400
9000-10500
9500-11000
8900-9500
9000-10500
9500-11000
10000-11500
11200-12500

При плазмовому зміцненні без оплавлення максимальна твердість по глибині також знаходиться на деякій відстані від поверховості. У поверхневому шарі фіксується невелика кількість (5-10%) залишкового аустеніту.
Обробка ресорно-пружинних сталей 65Г, 80С2, 50ХФА з оплавленням і без оплавлення поверхні не відрізняється від обробки вуглецевих і легованих сталей, рис. 2.25.
Структура зміцненої зони являє собою високо - дисперсний мартенсит + залишковий аустеніт + карбіди.
Рис. 2.25. Розподіл мікротвердості по глибині
зміцненого шару на сталі 65Г при плазмовому
зміцненні без оплавлення (1) і з оплавленням (2).

Вуглецеві ливарні стали відрізняються від деформованої стали меншою пластичністю і ударною в'язкістю. За іншими фізико-хімічними властивостями відмінностей практично немає. Плазмове зміцнення проводилося як з оплавленням, так і без оплавлення поверховості. Мікротвердість зміцненого шару знаходиться приблизно на однаковому рівні з деформуються вуглецевими сталями, табл. 2.12. При плазмовому зміцненні цих сталей бажано проводити попередню загальну пічну термообробку (нормалізацію, загартування, високий відпустку).

Табл.2.13
Мікротвердість зміцненого шару на вуглецевих ливарних сталях після плазмового зміцнення
Сталь
Мікротвердість Н, МПа
Вихідна структура
Після пічної термообробки
Після плазмового зміцнення
15Л
20Л
25Л
35Л
45Л
35ГЛ
30ГСЛ
45ФЛ
30ХГСФЛ
1600-1800
1600-1800
1600-1900
2000
2100-2200
-
-
-
-
3900-4500
4000-4500
4100-4700
5100-5900
5000-6000
5100-5500
5500-6000
5900-6500
6100-6500
5000-6700 *
5000-6700 *
5200-6900 *
6500-6800
7500-8200
6500-7300
7200-7800
8900-9500 *
7500-8100
* Режим обробки з оплавленням поверхні
Тверді сплави
Тверді сплави не відносяться до числа залізовуглецевих сплавів, проте вони широко використовуються в інструментальному виробництві. Відомостей про зміцненні твердих сплавів за допомогою плазмового нагріву в літературі (див. статтю Самотугін С.С. в журналі 1997 № 4, С45, -51) дуже мало. Є дані по зміцненню твердих сплавів за допомогою лазера [1, 15, 47-50]. Лазерне зміцнення твердих сплавів ВЗК (стели), ВК8, ВК6М, В15 підвищує твердість
сплавів в зоні зміцнення на 30-50%, глибина зміцнення становить 100-150 мкм (разупрочнение області відсутні). Підвищення твердості твердих сплавів на думку [1,15, 47-50] пов'язане із структурними та фазовими перетвореннями: освітою карбідів WC гектарі, WC куб, W 2 С і насичення кобальтової зв'язки вольфрамом, зменшенням карбідних часток і т.д. Збільшення вмісту кобальту в сплаві підвищує ступінь зміцнення сплавів (з оплавленням і без оплавлення поверхні), хімічний склад і вихідна твердість яких представлені в табл. 2.14.
Табл. 2.14.
Марка сплаву
Хімічний склад,%
HRC
C
Si
Cr
Co
W
WC
TiC
TaC
Cтелліт 1
Стелліт 2
Реліту
Т15К6
Т30К
ВК3
ВК6
ВК8
ВК15
2,1
2
4
-
-
-
-
-
-
1,8
2,5
-
-
-
-
-
-
-
32
28
-
-
-
-
-
-
-
59,1
63
-
6
4
3
6
8
15
5
4,5
96
-
-
-
-
-
-
-
-
-
79
66
97
94
92
85
-
-
-
15
30
-
-
-
-
-
-
-
-
-
-
-
-
-
49-50
50-51
50
76
80
76
73
71
68
При зміцненні твердих сплавів з оплавленням поверхні (стелли, реліту) в оплавленій зоні мікротвердість підвищується. Висока швидкість кристалізації в оплавленій зоні призводить до утворення високодісперсіонной структури, що володіє високою твердістю, рис. 2.26.

Рис. 2.26. Мікротвердість оплавленій зони
на сплавах реліту (1а, б), стелли (2), стелли (3)

Рис. 2.27. Залежність мікротвердості твердих сплавів
від потужності плазмового струменя
1 - ВК3, 2 - ВК6, 3 - ВК8, 4 - ВК15
Мікровердость реліту зі збільшенням потужності плазмового струменя знижується, тому що збільшується обсяг рідкої ванни і зменшується швидкість кристалізації, рис. 2.26.
Встановлено, що зі збільшенням потужності плазмового струменя мікротвердість твердих сплавів зростає, рис. 2.27.
Ступінь зміцнення зростає із збільшенням вмістом кобальту в сплаві і розміру зерен фази карбіду. При нагріванні відбувається дифузійне розчинення вуглецю і вольфраму в розплавленої кобальтової зв'язці, а при охолодженні утворюються дрібнодисперсні карбіди в пересиченому твердому розчині вуглецю в кобальті (кількість вольфраму у зв'язці також зростає). У зв'язку з цим, збільшення мікротвердості твердих сплавів після плазмового зміцнення залежить від ступеня зміцнення кобальтової прошарку.
Зміцнення твердих сплавів супроводжується тріщиноутворення, яке починається при потужності плазмового струменя, що перевищує деяку критичну величину, Р Крит. Подальше збільшення потужності приводить до сильного тріщин. Для кожного твердого сплаву існує оптимальна потужність плазмового струменя, що забезпечує бездефектне зміцнення, і критична потужність, відповідна появи дефектів після зміцнення.

Рис. 2.28. Розподіл залишкових напружень по глибині зміцненої зони твердого сплаву Т30К (1), ВК8 (2), ВК15 (3)
Залишкові напруги після плазмового зміцнення твердих сплавів розподіляються наступним чином, рис. 2.28: біля поверхні - розтягуючі напруження, що переходять на глибині 20-30 мкм в стискаючі. Розподіл залишкових напружень по глибині і ширині зміцненої зони залежить від швидкості зміцнення, потужності плазмового струменя, коефіцієнта перекриття.
У проведених дослідженнях при різних режимах зміцнення твердих сплавів у поверхні виникало тільки розтягують напругу. Це пов'язано з тим, що нагрівання твердого сплаву до високих температур супроводжується збільшенням обсягу і деформацією нагрітого ділянки. Причому об'ємна деформація
здійснюється у бік поверхні, тому що в інших напрямках вона неможлива внаслідок великої маси нагрітого сплаву. Подальше охолодження не повертає витіснений над поверхнею матеріал в початковий стан. Тому в зоні зміцнення виникають напруги розтягнення.
Чавуни
Поряд зі сталями, чавуни з самого початку робіт по поверхневому зміцненню металів концентрованими джерелами нагрівання, опинилися в центрі уваги
[1, 9, 15, 16, 23, 38-41].
Стосовно до плазмового поверхневого зміцнення, робіт, присвячених обробці чавуну, також дуже небагато. У роботі [23] плазмовому зміцнення піддавався високоміцний чавун ВЧ-60-2. Структура зміцненого шару складалася з голчастого мартенситу, цементиту і залишкового аустеніт. Рент-структурний аналіз показав, що частка залишкового аустеніту склала 45% з вмістом вуглецю (≈ 1,4 мас%). Структура оплавленого ділянки мала діндрідное будову з розміром діндрідов ≈ 5 балів. Максимальна мікротвердість зони оплавлення 8000-9300 МПа.
У роботі [39] плазмове зміцнення з оплавленням проводили на високоміцному чавуні ВЧ-42-12. Фазовий аналіз зони оплавлення виявив структуру фериту, аустеніту і цементиту. Графіт повністю або частково розчиняється в залежності від параметрів зміцнення. При зниженні швидкості зміцнення і збільшення потужності плазмової дуги, кількість розчиненого в розплаві графіту різко збільшується. Глибина зміцненого шару досягає 3 мм. А максимальна мікротвердість досягає 10000 МПа [39].
Дослідження сірих чавунів після плазмового зміцнення з оплавленням поверхні показало, що отримання вибілених верств без тріщин можливо тільки при попередньому підігріві понад 350 ° С [38]. Оплавлена ​​зона сірих чавунів з пластинчастим і кулястим графітом має твердість HV 580-600 і структуру, що характеризується сильною негамогенностью: квазіледебуріт + цементит + карбіди + мартенсит + залишковий аустеніт + бейнит + сорбіт + графіт. Кількісні співвідношення структур залежать від марки сірого чавуну і режимів плазмового зміцнення [38].
При плазмовому зміцненні з оплавленням поверхні валкового чавуну СП-62 зміцнений шар характеризується високою твердістю і зносостійкістю [41]. Мікротвердість в зоні оплавлення складає 6000 МПа, в зоні гарту з твердої фази досягає максимуму 6500-7000 МПа.
Важливою особливістю зміцнення сірих чавунів є невелика глибина зміцненого шару при обробці без оплавлення поверхні, тому що температурний інтервал утворення аустеніту обмежений зверху температурою солідусу Тс сплаву, а знизу - критичною точкою Ас 1, виявляється дуже вузьким (у межах 100-150 ° С). У зв'язку з цим для отримання максимальної глибини зміцнення необхідно проводити загартування з оплавленням поверховості.
Автором були проведені дослідження впливу швидкості нагрівання й потужності
Плазмового струменя на ступінь зміцнення різних чавунів, рис. 2.29.

Рис. 2.29. Залежність ступеня зміцнення чавунів від швидкості зміцнення, потужності плазмового струменя (а) і дуги (б) (зміцнення з оплавленням)
Різні марки сірого чавуну по різному схильні до плазмового зміцнення без оплавлення поверхні, рис. 2.30.
Леговані сірі чавуни ХНМЧ і СЧХНМД через низьку теплопровідність вимагають значно менших швидкостей зміцнення і більшої потужності з (метою отримання гарантованого зміцненого шару.

Рис. 2.30. Залежність ступеня зміцнення сірих чавунів після плазмового зміцнення без оплавлення поверхні
1. СЧ-12-48
2. СЧ-15-32
3.СЧ-18-36
4.СЧ-21-40
5.СЧ-24-44



З отриманих даних випливає, що плазмове зміцнення в режимі дуги найбільш ефективніше, порівняно з режимом струменя, у зв'язку з високим ККД нагріву. Швидкість обробки робить істотний вплив на мікротвердість чавунів, як при зміцненні в режимі струменя, так і при зміцненні в режимі дуги. Зі збільшенням швидкості обробки (при постійній потужності) знижується розчинність графіту в оплавленій зоні, що викликає зменшення мікротвердості. При збільшенні потужності плазмового струменя (дуги) розчинність графіту збільшується і мікротвердість оплавленій зони возрастает.Однако, подальше підвищення потужності визиваетувеліченіеоб'ема жідкойванни існіженіе швидкості охолодження. Зміцнений поверхневий шар на чавунах по глибині не однорідний. Особливістю фазового зміцненого шару є іс.содержаніе залишкового аустеніту 30 -
Рис. 2.31. Розподіл мікротвердості по глибині зміцненого шару на чавуні СЧ-24-44 в залежності від вихідного стану 1-відпал, 2-звичайна гарт + відпустку, 3-гарт ТВЧ.
60% і підвищений вміст в ньому. Вуглецю 1,4 - 1,58%, а також 20-30% мартенситу і 20-40% цементиту.
Попередня обробка чавунів (загартування, отжиг і т.д.) надає сильний вплив на розподіл твердості по глибин ^ зміцненого шару, рис. 2.31.
При зміцненні без оплавлення поверхні в зміцненні шарі утворюються, в основному, аустенітно-мартенситні структури з переважанням мартенситу.
Аналіз результатів плазмового зміцнення чавунів показує, що ступінь їх зміцнення в зоні оплавлення залежить від хімічного складу, параметрів зміцнення, температури попереднього підігріву, вихідного стану.
Величина мікротвердості в оплавленій зоні визначається, в основному, кількісним співвідношенням цементиту і аустеніту, яке залежить від хімічного складу чавуну, ступеня розчинення графіту і швидкості охолодження рідкої ванни.
Глибина зміцненого шару залежить від параметрів режиму зміцнення, вихідної структури чавуну, типу матриці, її дисперсності. Тип матриці і її дисперсність визначають швидкість і повноту α → γ-перетворення в чавунах.
Чим вище дисперсність ферритно-карбідної суміші, тим менше шляху дифузії вуглецю при перетворенні.
2.3.1. Плазмове легування поверхневих шарів металу.
Однією з різновидів плазмового поверхневого зміцнення є легування поверхневого шару металу з твердої, рідкої та газової фази [24-26].
Плазмове поверхневе легування з газової фази
У роботі, [24] досліджено процес плазмового поверхневого зміцнення з застосуванням активних плазмообразующих газів на низьковуглецевих конструкційних сталях. У загальному вигляді механізм зміцнення можна представити таким чином: при нагріванні поверхневого шару азотовмісна плазмовим струменем (дугою) відбувається насичення металу азотом з плазми. При подальшому швидкісному охолодженні утворюються ув'язнені структури, леговані азотом. Плазмове азотування з газової фази проводиться як з оплавленням поверхні так і без оплавлення [24]. Крім азотування можливо проводити цементацію, нітроцементації [21, 24, 42, 43].
Встановлено [24], що при 60% добавці азоту до аргону починає протікати процес азотування. На поверхні стали 20 утворюється дифузійний шар зі структурою γ 1 - фази (Fe 4 N) і азотистої α - фази, рис. 2.32. Проте найбільш інтенсивно поверхневий шар насичується азотом при 80-100% змісті азоту в плазмоутворюючого газі. У результаті чого формується шар внутрішнього азотування протяжністю 0,02-0,04 мм. Крім стали 20, 45 в роботі [24] досліджувалась сталь рок 9ХФ. Обробка стали рок 9ХФ плазмовим струменем (100% азоту) призводить до перерозподілу легуючих елементів V, Сr, Мn. Найбільш інтенсивне перерозподіл відбувається в центрі зміцненої зони, так вміст марганцю
підвищується до 1,5% (0,45 у вихідному), хрому до 0,83% (0,6% у вихідному), ванадію до 0,31 (0,25 у вихідному). Рентгенофазовий аналіз показав наявність цементиту, високоазотістих нітридів Fe 2 N нітридів хрому при 18% змісті залишкового аустеніту.
При зміцненні плазмою складного складу (80% N 2 +10% Аr + 10% СО 2) вміст вуглецю в поверхневій зоні карбонітрідним шару отриманого на сталі 20, досягає 0,3% [24]. Товщина карбідної зони 0,03-0,04 мм, а мікротвердість 7800-8000 МПа при загальній глибині зміцненого шару 0,8 мм. На думку [24] в зміцненні шарі також можливе утворення оксікарбонітрідной фази.
При обробці стали 20 азотовмісна плазмовим струменем з оплавленням поверхні зміцнений шар має структуру ε і γ - фаз, відповідних твердому розчину на базі нітридів Fе 2 N і Fе 4 N, ріс.2.33. При травленні цей шар виявляється у вигляді світлої смужки, товщиною ≈ 0,1 мм з мікротвердістю 6200-6500 МПа. Нижче поверхневого шару розташовується дифузійна зона зі структурою γ - фази (Fе 4 N) і α - фази, де спостерігається провал мікротвердості до 4200-3800 МПа. Безпосередньо до дифузійному шару премикает нетравящійся шар з аномально високою мікротвердістю 12500-13000 Мпа. Це пов'язано зі збільшенням змісту вуглецю в цьому шарі, у порівнянні з основним металом, рис. 2.34. Збільшення вмісту вуглецю сприяє підвищенню стійкості аустеніту при охолодженні і, як наслідок, утворення карбідного мартенситу інебольшого кількості залишкового аустеніту (≈ 7%), ріс.2.35. Загальна глибина зміцнення склала 0,8 мм., А азотированного шару - 0,35 мм.


Рис. 2.32. Розподіл мікротвердості по глибині азотированного шару (а) і рентгенограма поверхневої нітридних зони на сталі 20 (без оплавлення)

Рис. 2.33. Розподіл мікротвердості по глибині азотированного шару (а) і рентгенограма поверхневої нітридних зони (б) на сталі 20 (з оплавленням поверхні)

Рис. 2.34. Розподіл вуглеців в зміцненні шарі стали 20 при обробці азотної плазмовим струменем (з оплавленням поверхні)

Рис. 2.35. Рентгенограма зони внутрішнього азотування на сталі 20 при обробці азотної плазмовим струменем з оплавленням поверхні
Подальше збільшення потужності плазмової азотовмісна струменя при зміцненні з оплавленням поверхні викликає інтенсивне пороутворення. Відбувається «азотне кипіння» ванни розплавленого металу, що пов'язано зі збільшенням швидкості поглинання азоту поверхнею з плазми (межа розчинності азоту в сталі настає майже миттєво [24].
Розподіл вмісту азоту по глибині дифузійних шарів знижується від поверхні до серцевини основного металу, ріс.2.36.
У роботі [24] визначено величини і знак залишкових напружень після плазмового азотування стали 20,9 ХФ. Максимальні стискаючі напруження зафіксовані в зоні нітридних фаз (на глибині 30 мкм).


Рис. 2.36. Розподіл вмісту азоту по глибині азотированного шару на сталі 20
1. Обробка без оплавлення
2. Обробка з оплавленням
3. обробка з паротворенням

Рис. 2.37. Розподіл залишкових напряженійпо глибині азотированного шару на сталі 20
1. Обробка без оплавлення;
2. Обробка з оплавленням.
Таким чином, використання активних плазмообразующих газів дозволяє за частки секунди проводити хіміко-термічну обробку поверхневого шару, як з оплавленням поверхні, так і без оплавлення. Глибина легованого шару в залежності від режимів зміцнення може досягати 0,2-0,5 мм з мікротвердістю на стали 20 6500-1300 Мпа, що значно вище, ніж при простій плазмової загартуванню.
Плазмове легування з твердої фази. Цементація.
У роботах [26, 44] розглянуто питання плазмової поверхневої цементу фази. Сутність способу полягає в нанесенні на поверхню металу вуглецевомістких обмазки або покриття, яке оплавляється під впливом плазмового струменя. Під дією газодинамічного напору плазмового струменя відбувається інтенсивне перемішування рідкого металу з вуглецем і при подальшій швидкості кристалізації утворюється легований вуглецем шар.
У роботах [26, 44] показано, що плазмова цементація з твердої фази можлива тільки з оплавленням поверхні.
В якості основного компонента вуглецевомістких паст, обмазок, покриттів найбільш часто використовують графіт [26, 44]. При нанесенні на сталь 20 вуглецевомістких пасти і подальшого її оплавлення плазмовим струменем, в зміцненні шарі утворюються три зони.
Перша зона (глибиною до100-120 мкм) є зоною легованої вуглецем, з мікротвердістю 8400-9200 МПа. Структура не витравлюється.
Друга зона глибиною до 50-100 мкм) є зоною гарту з твердої фази,
Структура - мартенсит і залишковий аустеніт. Мікротвердість по глибині розбраті делена нерівномірно, тому що у цій зоні є структури повному (ближче до легованої зоні) та неповної (нижня межа зони) гарту.
Рис. 2.38 Розподіл мікротвердості по глибині
легованого шару (а), рентгенограма
легованого шару на сталі 20 (б)
Третя зона - перехідна зона, що утворилася при нагріванні нижче точки Ас 3.
Рентгеноструктуровим аналізом, рис. 2.38. виявлено, поряд з лініями γ - фази і цементиту лінії суміші α-фази і цементиту. Середня концентрація вуглецю в легованому шарі становить ≈ 3,5%, кількість залишкового аустеніту (10-12%).
При плазмовій цементації можливо отримати шар не тільки з легованої аустенітно-мартенситной структурою., Але і шар зі структурою білого чавуну [26]. Структура білого чавуну була отримана на сталі 20. Нагрівання і витримка при температурі 500 ° С не виявив зниження мікротвердості, яка залишилася на рівні 6500-8000 МПа.
У роботах [26, 44, 45] встановлені залежності між параметрами плазмового зміцнення на глибину і ширину цементованого шару, рис. 2.39., 2.40.
Рис. 2.39. Вплив швидкості обробки
на глибину і ширину цементованої зони.
Рис. 2.40. Залежність глибини цементованої зони
від потужності плазмового струменя.
На глибину і твердість легованого шару сильний вплив робить товщина вуглецевомістких обмазки, ефективне розплавлення якої залежить від потужності плазмового струменя, рис. 2.41.
Рис. 2.41. Вплив товщини вуглецевомістких пасти
на потужність плазмового струменя.
Рентгеноструктурний та фазовий аналіз сталей 45, ЗОХГСА, 40Х, 20X13, 12ХФ1, проведений у роботах Скрипкіна А.А., показав, що після плазмової цементації з твердої фази в поверхневому шарі вуглецевих і легованих сталей відбувається сильний перерозподіл легуючих елементів в зміцненні шарі. У зміцненої шарі, в залежності від режимів обробки, залишкові напруги мають різко виражену неоднорідність. За глибиною зміцненого шару залишкові напруги розподіляються наступним чином: в оплавленій зоні (50-100 мкм) зафіксовані напруги, що розтягують, які переходять в стискаючі у другому шарі (10-20 мкм) зі структурою мартенситу. У перехідній зоні зафіксовані напруги розтягнення. Сильний вплив на характер розподілу залишкових напружень надає хімічний склад сталі і параметри обробки.
Рис. 2.42. Вплив додаткового струму,
пропускається через деталь
на глибину легованого шару стали 20
при плазмовому цементації.
1. Р = 2кв; 2. Р = 3кВ; 3. Р = 4кВ; 5. Р = 6кВ; 6. Р = 8кВ
Для збільшення глибини легованого шару можна використовувати електротермічний ефект (через деталь пропускається електричний струм). Проведені дослідження на сталях 3, 20, 40, 20X13, ЗОХГСА показали, що глибина легованого шару (вуглецем) може досягати 0,6-1 мм і залежить від параметрів режиму зміцнення, параметрів додаткового струму (рід струму, сила струму і т.д .), рис. 2.42.
Електротермічний ефект можна використовувати практично у всіх засобах плазмового легування, що використовують плазмову струмінь. Важливою особливістю даного ефекту є можливість легування без оплавлення поверхні.
При використанні плазмової дуги, глибина легованого шару в 1,5-2 рази більше в порівнянні з плазмовим струменем, за рахунок електронного струму. Однак легуючі обмазки повинні проводити електричний струм з метою забезпечення стабільності плазмового зміцнення в режимі дуги.
Азотування.
В якості паст, обмазок використовують азотовмісні солі. Насту зі сполучною зв'язкою наносять на поверхню виробу шаром товщиною 0,5-1,5 мм і проводять плазмовий нагрів з оплавленням поверховості. У поверхневому шарі на стали 20 утворюється не тільки α → γ тверді розчини азоту в залозі, але і нітрид Fе 2, N. Мікротвердість легованого шару досягає 8400-8800 МПа.
При використанні електротермічного ефекту (ЕТЕ) глибина азотированного шару зростає, табл. 2.15.
табл. 2.15.
Марка стали
Мікротвердість, МПа
Глибина, мм
Плазмове легування
Без ЕТЕ
з ЕТЕ
1.
2.
3.
4.
Ст.3
Сталь 10
20
45
40Х
30ХГСА
8900-9500
6700-8000
7500-9000
10500-11400
12100-14000
10500-11800
0,15-0,3
0,30-0,35
0,30-0,4
0,35-0,40
0,25-0,35
0,3-0,4
0,6
0,7-0,8
0,7-0,8
0,6-0,9
0,8-1,2
0,8-1,2
Борирование
Плазмове борирование здійснювалося за допомогою спеціальних активних паст на основі порошку карбіду бору. Дифузійний шар на стали 20 складається з витягнутих і орієнтованих перпендикулярно поверхні борідних фаз (FеВ, Fе 3 В). Товщина шару складає 0,1-0,180 мкм. На поверхні утворюється FеВ і Fе 2 В (під шаром). На стали 65Г і 45 борованого шари мають меншу глибину, тому що вуглець перешкоджає дифузії бору в залозі і відтісняється всередину, утворюється карбоборіди по межах зерен. Мікротвердість борида FеВ 18000-20100 Мпа, а Fе 2 В-15000-16500 Мпа. При борировании можливе утворення поряд з фазами FеВ і Fе 2 В-β-модифікації бору з мікротвердістю 25000-30000 Мпа. Проте, в наших дослідженнях на сталі 5, 10, 20, 45, 65Г, У10 такої модифікації не зафіксовано.
Нітроцементація. Одновременноенасыщениеповерхностныхслоев сталевих виробів вуглецем і азотом проводилося за допомогою паст на основі (K 4 Fe (CN) 6 +
Рис. 2.43.Распределеніе залишкових напружень по глибині нітроцементірованного шару сталі.
1 - сталь 20
2 - сталь 45
графіт + сполучна речовина. На стали 20 глибина легованого шару досягає 0,3-0,45 мм. Концентрація вуглецю в поверхневому шарі може досягати 2-3%, а азоту 1,5-2,1%. Кількість залишкового аустеніту знаходиться в межах (5-18%) і залежить від швидкості нагрівання й охолодження. При обробці холодом залишковий аустеніт майже повністю усувається. Мікротвердість на поверхні стали 20 досягає 9800-10800 МПа.
Нітроцементірованний шар на сталі 45 містить мартенсит + залишковий Аустеніт. Визначення залишкової напруги показало, що максимальні напруження стиску розташовані на 50-110 мкм від поверхні. По всій видимості це пов'язано з високою концентрацією азоту і вуглецю в поверхневому шарі і як наслідок цього - підвищеною кількістю залишкового аустеніту.
Плазмове легування з рідкої фази
Докладно процес плазмового зміцнення в рідких середовищах розглянуто в роботі [25], де вказувалося на можливість хіміко-термічного зміцнення при використанні різних насичують рідин (вуглецевмісних, азотовмісних і т.д.), рис. 2.44.
Рис. 2.44. Вплив середовища на ступінь зміцнення стали 45
1. Вихідна твердість до зміцнення
2. Плазмове зміцнення на повітрі
3. Плазмове зміцнення в 80% розчині хлористого амонію
4. Плазмове зміцнення у воді
Для насичення поверхневого шару вуглецем або азотом оброблювану деталь занурюють у рідину, що містить вуглець (толуол, мінеральне масло та ін) або азот (водяний розчин хлористого амонію та ін)
У роботі [25] був досліджений процес азотування з рідкої фази (водний розчин хлористого амонію) на зразках стали 20, 45, 50, рок 9ХФ, 38ХНМЮЛ.
Встановлено, що процес азотування спостерігається тільки при оплавленні поверхні, рис. 2.45.
Рис. 2.45. Вплив потужності плазмового струменя на мікротвердість стали 20.
I. гарт без оплавлення
II. Гартування з оплавленням
III. Плазмове легування з рідкої фази.
Азотований шар на стали 20 являє собою білу погано травяна смужку карбонітрідним складу, що містить ≈ 4% азоту, ≈ 1,5 вуглецю, ≈ 10-15% залишкового аустеніту. Зміст залишкового аустеніту на стали 20 зростає із збільшенням тривалості насичення і концентрації азоту в розчині.
Комбіновані способи плазмового легування
Рис. 2.46. Вплив середовища на ступінь зміцнення на сталі 3.
1. Вихідна твердість
2. Плазмове зміцнення на повітрі
3. Плазмове зміцнення у воді
4,5. плазмове зміцнення в сольовому розчині NaCO (без оплавлення і з оплавленням відповідно)
6. плазмове зміцнення в сольовому розчині NaCO з добавкою 20% CО до плазмоутворюючого аргону (без оплавлення)
До комбінованих способів плазмового легування відносяться способи плазмового легування (тверда фаза + рідка фаза; тверда фаза + рідка + газова фаза і т.д.) рис. 2.46.
Плазмове легування з рідкої, твердої і газової фази
Дослідження проводилися на сталі 20, 45. В якості рідкого середовища використовувався водний розчин солі амонію (різної концентрації), газові середовища (азот і пропан, З 2), пасти (Углеродосодержащие, азотовмісні).
Азотування Проведені дослідження показали, що збільшення концентрації азоту в зоні обробки приводить до підвищення вмісту азоту в поверхневих шарах, наслідком чого є збільшення глибини шару і мікротвердості, табл. 2.16. Мікроструктура шару після комплексного легування така ж, як і після простого азотування з газової і твердої фази. Безпосередньо на поверхні утворюється насичена азотом нетравящаяся ε - фаза, за нею переохолоджена γ - фаза, під якою знаходиться азотистий мартенсит.
Нітроцементація. Особливістю комбінованого способу нітроцементації при плазмовому зміцненні є підвищена концентрація азоту і вуглецю. Шар найбільшою твердості і глибини виходить при комбінації: Плазмообразующий газ (азот 100%) + азотоуглеродосодержащая паста.
Глибина дифузійного шару на сталі 20 становила 0,6-1,1 мм, мікротвердість 11000-12500 Мпа. Мікротвердість підвищується при збільшенні швидкості нагріву. Нагрівання з більшою швидкістю зменшує час, протягом якого азотоуглеродосодержащая паста знаходиться в розплавленому стані, що збільшує концентрацію активних атомів вуглецю і азоту на межі розділу: насичена середовище - поверхню металу. Однак, концентрації азоту і вуглецю призводить до збільшення залишкового аустеніту (від 2,5 до 10% на сталі 20), що знижує мікротвердість. Глибина дифузійного шару на сталі 45 становила 0,65-0,8 мм., А мікротвердість 11200 -13000 Мпа. Зміст залишкового аустеніту збільшується при підвищенні швидкості обробки (від 8 до 15%). Нітроцементірованний шар на сталі 45 після легування за структурою аналогічний процесу нітроцементації, описаного вище.
Табл. 2.16.
Марка стали
Варіант легування
Глибина шару, мм
Мікротвердість, Мпа
Легованого
Загальна
1
2
3
4
5
Сталь 20
1. Плазмообразующий газ азот (100%) (без оплавлення
2. Плазмообразующий газ азот (100%) + 90% водний розчин хлористого амонію (без оплавлення)
3. Плазмообразующий газ азот (100%) +90% водний розчин хлористого амонію (з оплавленням)
4. Плазмообразующий газ азот (60%) + аргон (40%) + азотовмісні паста
(З оплавленням)
5. Плазмообразующий газ азот (100%) + 50% водного розчину хлористого амонію + азотовмісні паста (з оплавленням)
6. Плазмообразующий газ аргон (100%) + 50% водного розчину хлористого амонію + азотовмісні паста (з оплавленням)
7. Плазмообразующий газ аргон (100%) + азотовмісні паста (з оплавленням)
0,3-0,35
0,35-0,55
0,6-0,8
0,6-0,8
0,75-0,1
0,75-0,1
0,6-0,8
0,7
0,9
1,8
2
3
1,2
2
8100-8200
8300-9400
8800-12000 *
(Пориста поверхня)
7200-8800
9100-11300 * (пориста поверхня)
8800-9500
8800-9200
Ефект «азотного кипіння»
Багатокомпонентне насичення (N, С, В, Сг, V, Тi, W, Ni та ін)
Плазмообразующий газ (60% азоту +10% пропану + 30% аргону) + боросдержащих паста (режим з оплавленням поверхні). У оплавленій зоні на сталі 45 ближче до поверхні розташований шар, що містить бориди (FеВ, Fе 3 В), глибиною 10-50 мкм, під ним розташовується шар містить нітрид Fе 2 N, карбонитридов Fе 2 (СN), азотистий мартенсит, залишковий аустеніт (10%) глибина шару 0,2-0,3 мм, рис. 2.48.
Рис. 2.48.Распределеніе мікротвердості
за глибиною легованого шару на сталі 45
1.Р = 4кВт
2.Р = 6,5 кВт
Плазмове легування стали 20 карбідами (порошки) + Плазмообразующий газ (60% азоту, 40% аргону) в режимі оплавлення поверхні показало, що в зміцненні шарі утворюються дифузійні шари складного складу. Так, при використанні карбіду титану, в дифузійному шарі утворюється нітрид титану, карбід титану, інтерметаліди Fе2Т 1, оплавлена ​​зона складається з α-твердого розчину на основі заліза і α-титану. При легуванні WC (порошок) + (порошок) + Плазмообразующий газ (аргон 90% + 10% пропану) зміцнений шар має композитне будову.
Попереднє нанесення нітриду титану на поверхню стали 20 з подальшою плазмової обробкою азотної струменем (без оплавлення поверхні) збільшує глибину дифузійного шару на 30-50% і мікротвердість на 40-50%.
Можливі інші способи комбінованого легування, що дозволяють збільшувати глибину і мікротвердість легованого шару, такі як ХТО + плазмове легування; нанесення покриття + плазмове легування (з оплавленням і без оплавлення); термодеформаційного зміцнення + плазмове легування; Електроіскрове легування + плазмове легування і т.д. ).
Плазмове легування можна використовувати для зміцнення титанових сплавів (в часності азотування і цементування з газової фази, карбоборірованіе, карбосіліцірованіе з твердої фази) алюмінієвих, мідних і інших сплавів.
2.3.2. Плазмове зміцнення в поєднанні з іншими способами впливу на метали
Плазмове зміцнення в поєднанні з іншими способами: такими як об'ємна гарт, загартування ТВЧ, лазерна гарт, ультразвукова обробка, термодеформаційного зміцнення, наплавлення, напилення і ін дозволяють підвищити механічні властивості зміцнених деталей. У роботі [9] показані різні варіанти комплексного зміцнення. Досліджено структура, твердість, тріщиностійкість та характер руйнування сталей ЗОХ1ГСА, 45, рок 9ХФ, 150ХНМ при різних поєднаннях об'ємної та плазмової термічної обробки (плазмова гарт + відпустку, об'ємна гарт + полум'яне загартування + відпустку). Використання комплексного зміцнення дозволяє підвищити тріщиностійкість, мікротвердість і зносостійкість, в порівнянні з простою плазмової загартуванням в 1,5-2 рази. Плазмове зміцнення в поєднанні з попередньою загартуванням ТВЧ дозволяє підвищити тріщиностійкість, ударну в'язкість, пластичність у 1,3-2 рази, при збереженні твердості і зносостійкості поверхні на високому рівні [9]. Комплексна технологія плазмового зміцнення включає в себе:
-Гарт ТВЧ + плазмове зміцнення;
-Гарт ТВЧ + відпустку + плазмове зміцнення
(Температура відпустки 290, 300, 400 ° С).
Зміцнена таким способом деталь має композиційний робочий шар [9] з високою зносостійкістю і трещіностойкостию, і відносно, м'яку
пластичну серцевину, рис. 2.49. Природа утворення внутрішнього відпущеного шару аналогічна нагоди плазмового зміцнення попередньо загартованих сталей.
Рис. 2.49. Схема розташування зміцнених
шарів при плазмовому зміцненні після гарту ТВЧ
1 - шар плазмового (впливу
2 - відпущений шар
3 - шар гарту ТВЧ.
Більш складний композиційний робочий шар утворюється після комбінації:
- Об'ємна гарт + плазмова гарт + лазерна гарт + відпустку
(Температура відпустки 200 ° С);
- Загартування ТВЧ + відпустку + плазмова гарт + лазерна гарт + відпустку
(Температура відпустки 200 ° С);
- Загартування ТВЧ + відпустку + плазмова гарт + лазерна гарт
(Температура відпустки 200 ° С).
Кожен із способів окремо забезпечує певну глибину зміцненого шару і ступінь дисперсності мартенситу в ньому
Z ТВЧ> Z П.З.> Z Л.З., d ТВЧ> d П.З.> d Л.З.
де Z - глибина зміцненого шару після гарту ТВЧ, плазмовий і лазерний відповідно;
d - розмір зерна після гарту ТВЧ, плазмової і лазерної відповідно.
Використання цих способів в певній комбінації дозволяє підвищити мікротвердість робочої поверхні і тріщиностійкість. Підвищення тріщиностійкості обумовлено збільшенням ступеня дисперсності мартенситу, тому що критичне напруження крихкому руйнуванню назад пропорційно розміру
зерна. Крім того, утворення декількох шарів в зміцненні шарі, після комплексної обробки, (з різними структурними складовими) змінює мікромеханізм руйнування, рис. 2.48. Тріщини, що поширюються від поверхні в глиб зміцненого шару, при переході з твердого і крихкого шару лазерної гарту гальмуються у м'якому і пластинчастому шарі відпустки.
Рис. 2.49. Схема розташування зміцнених шарів
і розповсюдження мікротвердості по глибині після комплексної обробки
1, З, 5 - шар лазерної, плазмової і ТВЧ гарту,
2,4,6-відпущені шари,
7 - основний метал
Незважаючи на ускладнення технології зміцнення, комплексна обробка дозволяє регулювати експлуатаційні характеристики в досить широких межах, що дозволяє добитися сприятливого співвідношення параметрів міцності, пластичності і тріщиностійкості.
Більш високий комплекс механічних властивостей металів і сплавів досягається поєднанням різних засобів впливу на структуру (наприклад, термічне і деформаційне вплив).
Аустеніт, що утворюється при плазмовому нагріванні, мають більш розвиненою субструктур. Подальше деформування такого аустеніту при високій температурі призведе до значних змін у субструктур після гарту, Крім того, мікронеоднорідною аустеніту, що утворюється при плазмовому нагріванні (внаслідок часткової гомогенізації), при його подальшому деформуванні призводить до утворення дрібної текстури неоднорідностей, що ускладнює морфологію мартенситу після гарту.
Для оцінки впливу попередньої деформації на ступінь подрібнення зерна аустеніту після плазмового зміцнення, була обрана сталь 45. Зразки готували волочінням заготовок однакової вихідної структури і різних розмірів, з метою отримання необхідних деформацій від 0 до 90%. Паралельно досліджувалися зразки після плазмового зміцнення без деформації.
У результаті проведених досліджень побудовані просторові діаграми, що враховують вплив швидкості нагрівання, ступеня деформації на розмір аустенітного зерна, ріс.2.50
Рис. 2.50. Залежність величини зерна аустеніту в
стали 45 від ступеня попередньої пластичної
деформації швидкості нагрівання при
плазмовому зміцненні
З діаграми видно, що в міру збільшення швидкості нагріву і ступеня деформації, процес подрібнення зерна стабілізується. Найбільш сильне подрібнення зерна відбувається в інтервалі швидкостей нагрівання 10-10, при ступені деформації від 10 до 60%.
Ефект подрібнення зерна при такій комплексній обробці полягає в тому, що внаслідок попередньої пластичної деформації структура аустеніту стає більш однорідною, у зв'язку зі зменшенням кількості аномально великих зерен і їх попереднього розміру. У міру збільшення швидкості нагріву, ступінь деформації робить сильний вплив на розміри зерна. Чим дисперсні структура до початку
α → γ-перетворення, тим більше дрібнозернистим виходить аустеніт.
При розпаді такого аустеніту виходить високодисперсний мартенсит, що відрізняється більш високими механічними властивостями.
Проведені дослідження показали, що зі збільшенням ступеня деформування і швидкості нагріву в зміцненні шарі зростає щільність дефектів кристалічної структури. Крім того, ефект подрібнення зерна аустеніту найбільш сильно проявляється при обробці сталей з грубодисперсної структурою (у загартованих сталях ефект подрібнення проявляється незначно.
На рис. 2.51. Наведено дані про вплив попереднього деформування
стелили 45 на мікротвердість зміцненого шару після плазмової гарту. Підвищення мікротвердості пов'язано зі спадкуванням аустенітом дислокаційної структури деформування α - фази. Електронно-мікроскопічесікй аналіз показав, що в зміцненні шарі розміри голок мартенситу сильно зменшені, у порівнянні з простою плазмової загартуванням. Зі збільшенням ступеня деформації величина відносного подрібнення зростає.
Рис. 2.51. Вплив попередньої пластичної деформації
на міктотвердость зміцненого шару на сталі 45 (плазмове зміцнення без оплавлення) 1 - 20% деформації; 2 - 50% деформації; 3 - 85% деформації
Різноманіття можливих варіантів комбінованого впливу (термічного і деформаційного) на структуру, дозволяє формувати в широких межах остаточні властивості деталі. При розробці технологічних варіантів основні параметри (температура нагріву, швидкість нагріву, ступінь де формації) повинні вибиратися з розрахунку досягнення максимального ефекту подрібнення зерна аустеніту. Ускладнення технології зміцнення компенсується високим механічними властивостями оброблених деталей. На практиці можливо здійснити наступні варіанти:
- Холодна пластична деформація + відпал + плазмова гарт + відпустку:
- Плазмова гарт + деформація (в інтервалі температур Аr 3 та Аr1) + відпустку,
- Плазмова гарт + відпустку + деформація;
- Об'ємна обробка + відпустку + холодна пластична деформація + відпал + плазмове зміцнення.
Ефективність застосування плазмового поверхневого зміцнення з метою підвищення зносостійкості виробів багато в чому залежить від співвідношення глибини зміцненої зони Z до допустимій величині зносу h. Для більшості виробів глибина зміцнення у багато разів менше, ніж знос. Тому плазмове поверхневе зміцнення доцільно використовувати в комплексі з операцією наплавлення. Застосування комплексної технології зміцнення (наплавлення + плазмове зміцнення) дозволяє в дуже великих межах регулювати не тільки глибину, але і структуру наплавленого металу. Основні підходи до вибору наплавленого металу сформульовані в роботі [9].
Перший підхід полягає у використанні низько-або середньовуглецевих низьколегованих сталей (застосовувалися для відновлення геометричних розмірів деталі) типу 18ХГС, З0ХГСА і т.д.
Другий підхід - використання низько-або середньовуглецевих середньолегованих сталей мартенситного або мартенситно-карбідного класу типу 10Х5МТ, ЗОХ2М2ЕФ і т.д.
Вибір цих сталей визначається економним легуванням, що забезпечує зносостійкість при нормальній і підвищеній температурі, теплостійкість, ударну в'язкість і т.д. [9].
Метал, наплавлений дротом Св-З0ХГСА під флюсами АН-60, АН-348А, ОСЦ45, АН-26 та ін у вихідному стані має невисоку мікротвердість - 1950-2800 МПа. Подальша операція зміцнення підвищує значення мікротвердості до 5000-7100 МПа, Наплавлення стали 3 дротом Св-08Г2С,
Св-10га, Св-18ХГСА, Св-18ХМА в середовищі вуглекислого газу не дозволяє отримати високу твердість наплавленого шару. Подальша операція плазмового зміцнення збільшує мікротвердість до 5000-8000 МПа. При наплавленні порошковим дротом ПП-АН-124, наплавлений метал має мікротвердість порядку 6000-7500 МПа, після плазмового зміцнення мікротвердість наплавленого металу зростає до 7700-8900 МПа.
Використання плазмового поверхневого легування (азот, вуглець, бор і т.д.) дозволяє підвищити мікротвердість наплавленого шару в 2-5 рази, в порівнянні з вихідним станом. Так, сталь 20, наплавленою дроту Св-08А під флюсом
АН-60 після плазмової нітроцементації з газової фази має мікротвердість 7000-9000 МПа.
Часто, на практиці, при відновленні геометричних розмірів виробів потрібна, щоб наплавлений метал механічно добре оброблявся і в той же час мав високу зносостійкість. Наприклад, при наплавленні колісних пар залізничного транспорту використовується дріт Св-08А, Св-08ХМ, Св-10Г2,
Св-18ХГСА і флюси АН-60, АНЦ-1, АН-348 А, АНК-18, суміші цих флюсів е. а також суміші флюсу АНК-18 з кварцовим піском. У залежності від режимів наплавлення і матеріалів, вміст хімічних елементів у наплавленном металі змінюється в дуже широких межах: З 0,04-0,7%, Si 0,1-0,5%, Мn 0,7-1,6%, Сr 0,07-2,8%. Це дозволяє одержувати в наплавленном шарі різні структурні складові (ферит - перліт - сорбіт - тростит - бейнит - мартенсит) з різною твердістю від 190 до 600 НВ.
Оптимальна твердість наплавленого металу, що забезпечує гарну оброблюваність і незначне підвищення зносостійкості в процесі експлуатації, знаходиться в межах НВ 240-280. Подальше підвищення твердості можна забезпечити за допомогою плазмового зміцнення на глибину 3-4 мм з твердістю загартованого шару HRС 45-62 в залежності від умов експлуатації.
Вибираючи склад наплавленого металу для подальшого плазмового зміцнення, необхідно враховувати умови експлуатації виробу. Підвищення змісту вуглецю до 0,4-1% призводить до зростання твердості і зносостійкості, проте тріщиностійкість наплавленого і зміцненого металу різко падає, Підвищити тріщиностійкість вдається, наплавляя на виріб матеріали, які піддаються загартуванню мають в'язкість руйнування більшу, ніж матеріали вироби (30ХГСА, 15Х3МФ, 25Х5ФМС та ін.) [9]
На думку [9], застосування технології наплавлення до зміцнення дозволяє чергувати міцні і м'які шари, що створює можливість загальмувати поширення тріщини в результаті зміни напружено-деформованого стану в її вершині. Зупинка тріщини за механізмом освіти мікрорасслоенія на кордоні шарів з різними фізико-хімічними властивостями відбувається через різне збільшення радіусу її вершини [9].
Таким чином, використання при відновленні виробів комплексної технології наплавлення і плазмового зміцнення дозволяє підвищити зносостійкість і тріщиностійкість відновлених деталей машин та інструментів. Плазмове поверхневе зміцнення дозволяє підвищити експлуатаційні властивості напилювання покриттів (міцність зчеплення, мікротвердість, зносостійкість) [9]. При напиленні, покриття і основний метал практично завжди є різнорідними за складом і властивостями. Високий градієнт властивостей на кордоні покриття - основний метал суттєво знижує міцність зчеплення. Після плазмового зміцнення (без оплавлення) покриття, його мікроструктура стає дрібнодисперсного з рівномірно розподіленими карбідами легуючих елементів. На кордоні покриття - основний метал відбувається вирівнювання властивостей. Усувається характерний для такого типу сполук стрибок міквотвердості, сприяє відшарування покриттів.
Проведені експерименти з металлізаціоннимі покриттями (30ХГСА, 65Г) показали, що після плазмового зміцнення без оплавлення покриття, міцність зчеплення (штифтова проба) напиляного шару з підкладкою підвищилася на 15-30%. При використанні комплексної технології (металізація + плазмове зміцнення + холодне пресування) вдається значно підвищити міцність зчеплення (на 30 -50%) напиляного шару з основним металом. Покриття набуває однорідну мілкодисперсну структуру без пор і порожнеч. Зносостійкість таких покриттів підвищилася в 1,5-2 рази, що показує перспективність використання плазмового зміцнення при обробці напилювання покриттів.
  2.4. Властивості сталей після плазмового зміцнення
Основна мета поверхневого зміцнення концентрованими потоками енергії сталей, чавунів, кольорових сплавів, є підвищення зносостійкості. Проте, високо дисперсний структура зміцненого поверхневого шару металу, що характеризується високою твердістю, надає певний вплив на зміну не тільки зносостійкості, але й інших механічних властивостей (міцність, пластичність, витривалість, тріщиностійкість) тепло-і коррозіностойкость. Крім того, працездатність багатьох деталей часто залежить не тільки від механічних властивостей, скільки від фізичних. Так, наприклад, стійкість різального інструмента тим вище, чим менше тепло-і температуропровідність інструментальної сталі.
У випадку низької теплопровідності розігрів ріжучої кромки інструменту менше, так як тепловідвід здійснюється більше стружкою, ніж інструментом.
Вплив поверхневого зміцнення на механічні та фізичні властивості металів і сплавів найбільш широко досліджено для випадку лазерного термозміцнення [1, 15, 16. 32, 35, 48-50], в меншій мірі для електронно-променевого зміцнення 52-56. Стосовно до плазмового зміцнення, таких робіт дуже мало [9, 24, 25, 51].
Аналіз численних робіт по поверхневому зміцненню концентрованими джерелами нагрівання сталей 09Г2С, 3, 26, 30, 45, 60, 4СХ, 65Г, ЗОХГСА, 9ХФМ, У8, У10, У12, 65ХЗМФ, ШХ15, 38ХС, ХВГ показує, що зміцнення в більшості випадків знижує міцні характеристики (σ в, σ 02) на 5-40%, характеристики пластичності на 150-300% 3. Встановлено, що ударна в'язкість сталі 09Г2С знижується на 10-15%, стали 20 на 15 = 20%, стали 45, 60, 40Х, 65Г
на 40-70%, сталі У8, У10, рок 9ХФ на 50-70%. Зниження ударної в'язкості обумовлено високою крихкістю загартованого шару і, як наслідок цього, дуже низьким значенням роботи зародження тріщини в цьому шарі.
Табл. 2.17
Матеріал
До н
КС
МДж / м 2
КС 3
МДж / м 2
КС р
МДж / м 2
υ
м / с
Р max,
кН
Р з Д
кН
До Д
МПа / м 1 / 2
30ХГСА
(Наплавлення)
45
50ХН
65Х3ФМ
Рок 9ХФ
1,0
2,0
3,5
1,0
2,0
4,7
1,0
1,8
4,5
1,0
1,7
4,7
1,0
1,7
3,8
0,18
0,13
0,11
0,36
0,18
0,13
0,51
0,19
0,19
0,24
0,10
0,08
0,11
0,08
0,07
0,14
0,10
0,07
0,33
0,15
0,10
0,37
0,12
0,10
0,20
0,07
0,06
0,09
0,06
0,02
0,04
0,03
0,04
0,03
0,03
0,03
0,14
0,07
0,09
0,04
0,03
0,02
0,02
0,02
0,02
250
240
240
200
190
200
70
77
66
230
240
230
270
300
300
10,20
9,39
8,75
7,80
7,00
7,50
7,60
6,30
5,50
7,20
6,00
5,60
6,60
6,56
5,10
9,15
8,11
7,43
7,15
5,70
5,35
6,45
5,20
4,40
6,35
5,10
4,75
5,35
5,75
4,20
23,3
20,6
18,9
18,2
14,5
13,6
15,4
13,2
11,2
16,1
12,9
12,1
13,6
14,6
10,7
Ступінь підвищення твердості К н = Н упр / Н вих, КС - ударна в'язкість, КС 3 - робота зародження тріщини,
КС р - робота розповсюдження тріщини, Р max - максимальне зусилля руйнування, Р з Д - Розрахунковий руйнівне зусилля,
υ - швидкість поширення тріщини, К Д - критичний коефіцієнт інтенсивності напружень.
Випробування на тріщиностійкість табл. 2.17. зміцнених сталей 45, ЗОХГСА, 5ЕХР1, рок 9ХФ, 65ХЗМФ показали [9], що процес руйнування цих сталей відбувається в кілька етапів. Субмікроскопічних тріщина зароджується, росте в загартованої зоні і зупиняється в перехідній зоні (більш пластичної) зміцненого шару. Для подальшого її поширення необхідні істотно більші зусилля, ніж посилимо зародження в загартованому шарі. Якісний аналіз діаграм руйнування і фрактографіческій аналіз зламів показав, що руйнування зміцнених сталей з вмістом вуглецю до 0,9%, відбувається за механізмом «множинного" руйнування з гальмуванням тріщини в перехідній зоні за механізмом викривлення траєкторії. Ефект гальмування тріщини не призводить до підвищення тріщиностійкості, через недостатньо високу в'язкість руйнування шару основного металу, поширеного під зміцненим шаром.
Дослідження заевтектоідних сталей [9], зміцнених плазмовим нагрівом, не виявило ефекту гальмування тріщини в перехідній зоні. Крім того, плазмове зміцнення цих сталей не призводить до зниження тріщиностійкості з-за їх високої крихкості в початковому стані.
Плазмове зміцнення з оплавленням поверхні призводить до підвищення тріщиностійкості на сталях містять менше 0,37% вуглецю. На сталях з великим вмістом вуглецю тріщиностійкість знижується, що проявляється в міжзернової характер руйнування оплавленого шару.
Плазмове зміцнення з перекриттям доріжок зміцнення на 30, 50, 75% істотно підвищує тріщиностійкість, але трохи знижує зносостійкість.
Підвищення тріщиностійкості і зниження зносостійкості зумовлено освітою: зони відпустки (з тростітно-сорбітной структурою) в місці перекриття доріжок зміцнення. Регулюючи ступінь перекриття та режими зміцнення, можна отримати на робочій поверхні чергуються за певним законом тверді (крихкі) і м'які (пластичні) ділянки.
Табл. 2.18.
Результати випробувань зразків після комплексного поверхневого зміцнення (температура + 20 º С)
Технологія зміцнення, марка стали
σ 02
МПа
σ в
МПа
δ
%
φ
%
КС
МДж / м 2
До Д
МПа / м 1 / 2
1
2
3
4
5
6
7
Загартування ТВЧ + плазмова обробка сталі У8 75Х2МФ
Загартування ТВЧ + відпустку + плазмова обробка при температурі відпустки, º С
У8 200 º С
300 º С
400 º С
75Х2МФ 200 º С
300 º С
400 º С
920
1180
900
1020
705
1120
1300
980
1240
1310
1190
1360
880
1310
1480
1060
5
4
2
7
5
2
7
4
28
24
16
31
27
14
28
24
0,048
0,053
0,030
0,058
0,046
0,027
0,070
0,050
5,32
7,47
3,18
8,07
5
14
4,83
9,84
7,34
Оцінка тріщиностійкості матеріалів після плазмового зміцнення, встановлення характеру руйнування для різних варіантів зміцнення дозволило авторам [9] розробити комплексну технологію зміцнення сталей 45, ЗОХГСА, Рок 9ХФ, У8, 75Х2МФ, 150ХНМ, що забезпечує отримання високих механічних властивостей, зносостійкості і трещікостойкості, табл.2.18
Високий комплекс механічних властивостей, а також підвищення тріщиностійкості і зносостійкості виходить при використанні комплексного зміцнення
Рис. 2.52. Вплив попередньої пластичної деформації на механічні властивості сталі 45 після плазмової гарту
(Деформація + плазмова
гарт), ріс.2.52.
Підвищення механічних властивостей після плазмового зміцнення зумовлено освітою
высокодисногоогомартенсита в зміцненні шарі.
Збільшення ступеня дісперсностімартенсіта та мікротвердості є однією з головних причин підвищення тріщиностійкості і ізносостойкостіпосле такої комплексної обробки.
Комплексна обробка, що включає в себе загартування ТВЧ + плазмову
загартування + лазерну загартування,
дозволяє регулювати експлуатаційні властивості зміцнених деталей, табл.2.19.
Табл.2.19.
Результати випробувань зразків зі сталі У8 комплексного зміцнення
(Температура випробувань 250 º С)
Технологія зміцнення
σ 02
МПа
σ в
МПа
δ
%
φ
%
КС
МДж / м 2
До Д
МПа / м 1 / 2
1
2
3
4
5
6
7
1. Загартовує та відпускає + (250 º С) + плазмова гарт
2. Загартування ТВЧ + плазмова гарт + лазерна гарт
3. Загартування ТВЧ + плазмова гарт + лазерна гарт + відпустку 180 º С
250 º С
300 º С
400 º С
980
1150
1200
1020
900
700
1300
1510
1580
1390
1080
920
6,2
7,8
7,9
7,1
6,2
5
29
38
40
38
30
25
0,058
0,062
0,064
0,058
0,052
0,048
7,8
8,9
9,2
8,2
6,4
4,8
До числа важливих експлуатаційних властивостей, що визначають область застосування плазмового зміцнення, відноситься втомна міцність. На опірність втоми матеріалів, після плазмового зміцнення, більший вплив надають параметри режиму зміцнення. Параметри режиму зміцнення визначають: величину і знак залишкових напружень, дисперсність мікроструктури і т.д.
Відомо, що наявність високих стискаючих залишкових напружень у загартованої зоні надає позитивний вплив на втомну міцність [1,9, 16].
Однак висока крихкість мартенситу в загартованому шарі може бути причиною передчасного руйнування при багатоциклової зануренні.
Проведені дослідження та аналіз літературних даних [1, 12, 15, 16, 491], показали, що плазмове, лазерне та електронно-променеву зміцнення значно збільшують втомну міцність деталей, що працюють в умовах циклічного навантаження, рис. 2.53.
Випробування на втому при згині з крученням колінчастих валів (сталь 45) після плазмового зміцнення показали, що межа втоми щодо початку тріщиноутворення (60 МПа) у не зміцнених також (60 МПа) і на руйнування (130Мпа проти 120Мпа) [49].
Плазмове азотування з газової: фази стали 20 також дозволило підвищити межу витривалості на 40-60%, в порівнянні з вихідним матеріалом [24].
Плазмова нітроцементація стали 20 також підвищує межу витривалості на 40-60%, в порівнянні з вихідним матеріалом. Дослідження показали, що межа витривалості стали сильно залежить від режимів зміцнення, т, що від них залежить величина залишкових стискаючих напружень на поверхні, вміст азоту і вуглецю в зміцненні шарі. Встановлено, що нітроцементірованний шар постійної глибини, але з різним вмістом залишкового аустеніту має різні значення межі витривалості. У стали 20 підвищення вмісту залишкового аустеніту з 5% до 12%, при постійній глибині нітроцементірованного шару, збільшує значення межі витривалості на 10-20%. Плазмова нітроцементація стали 20 підвищує межу витривалості, у порівнянні з простою плазмової загартуванням, рис. 2.54.
Дослідження пластичності дифузійних шарів на сталі 20 [24] показали, що найбільшою пластичністю володіє малоазотістая фаза, відповідна твердому розчину на базі нітриду Fе 4 N, рис. 2.55 а також карбонітрідним фаза Fе 3 (nс).
Як вже зазначалося вище, основна мета поверхневого зміцнення - підвищення зносостійкості деталей машин та інструментів.
Формування зношуються поверхні відбувається в результаті підсумовування різних за інтенсивністю і видами елементарних актів руйнування і змін механічних, фізико-хімічних властивостей матеріалу, а також під впливом зовнішніх факторів (середовище, температура, тиск і т. д.). Сукупність явищ у процесі тертя визначає вид зношування і його інтенсивність. При призначенні поверхневої зміцнюючої обробки (з метою підвищення зносостійкості) необхідно встановити причину зношування.
Під терміном зношування розуміють руйнування поверхні твердого тіла, проявляються у зміні його розмірів та форм. Елементарні види руйнування поверхонь тертя: мікрорезаніе, дряпання, відшаровування, викришування, глибинне вирівнювання, перенесення матеріалу, втомне руйнування. Реалізація елементарних видів руйнування на поверхнях тертя можливо лише за наявності таких факторів: пластичної деформації, підвищеної температури і хімічної дії навколишнього середовища [55 - 61].

Рис. 2.54. Діаграма витривалості стали 20 після різних способів плазмового зміцнення
1. Плазмова гарт
2. Плазмова нітроцементація

У загальному вигляді стадії зношування поверхні тертя виглядають наступним чином, рис. 2.56.
Стадія початкового зношування (приробітку) характеризується придбанням стабільної шорсткістю поверхонь тертя. Стадія усталеного зношування характеризується зміною мікро-і макрогеометрії тертя і поступовим збільшенням інтенсивності зношування. Процес усталеного зношування полягає в деформуванні, руйнуванні і безперервному відтворенні
на окремих ділянках поверхні шару зі стабільними властивостями. У міру стирання поверхневого шару з підвищеною зносостійкістю відкриваються поверхні з нестабільними властивостями, що викликає катастрофічний знос. Рис. 2.56а відповідає випадку, коли під час етапу підробітки накопичуються чинники, які після закінчення підробітки прискорюють процес зношування.
Рис. 2.56б відповідає випадку, коли відсутній етап підробітки, аперіод усталеного зношування настає відразу після початку роботи (металообробний, деревообробний, медичний інструмент, робочі органи машин і т. д.). Рис. Рис. 2.56в відповідає випадку, коли деталі знаходяться під дією контактних напружень і тривалий час працюють практично без стирання. Основний механізм зносу - втомне викришування поверхневих шарів.
Проведені випробування на зносостійкість сталей після різних видів термообробки при різних видах тертя, показали істотні переваги плазмового поверхневого зміцнення перед традиційними способами. Результати випробування в умовах сухого тертя на повітрі по пальчикової схемою [7-60] зразків стали 20, 45, 40Х, ЗОХГСА, що пройшли плазмову загартування (без оплавлення) представлені в табл. 2.20.
Табл. 2.20.
Результати випробувань на зносостійкість сталі 40Х
Вид обробки
N y
N кр
f тр
S, мм 2
I * 3 жовтня мм2 / м
Плазмова гарт
415
5
0,28
13,8
0,69
Загартування ТВЧ
360
14
0,40
17,9
1,98
N y - Загальне число;
N кр - число циклів до підробітки;
f тр - коефіцієнт тертя;
S - середнє значення площі поперечного перерізу доріжки зносу;
I - Шлях тертя
З таблиці видно, що плазмова гарт знижує знос і коефіцієнт напування, а також кількість циклів до підробітки. Це зумовлено морфологічними особливостями зміцненого шару після плазмової гарту.
При плазмовому зміцненні з перекриттям доріжок зміцнення відбувається зменшення мікротвердості в зоні перекриття (~ 10-30%). Однак, як показали дослідження, інтенсивного зношування в зоні перекриття не спостерігається, так як ці зони займають значно меншу площу, в порівнянні з зонами загартування і при їх зношуванні проявляється «тіньовий ефект» [1,9].
При зміцненні з оплавленням поверхні зносостійкість зміцненого

Рис. 2.57. Залежність зносостійкості тертьової пари «азотований сталь 20 - бронзова втулка» від режиму плазмового азотування.
1 - зміцнення азотної плазмою з оплавленням
2 - зміцнення вуглецевомістких плазмою без оплавлення
3 - зміцнення азотної плазмою в режимі «азотного кипіння»
4 - зміцнення азотної плазмою без оплавлення
шару знижується (в порівнянні з зміцненням без оплавлення). Особливістю мартенситной структури оплавленого шару є її стовпчастий характер. Дисперсність мартенситу в оплавленій зоні, не дивлячись на високі швидкості охолодження, залежить від хімічного
складу сталі. Так, для сталі
30ХГСА, 30ХС, 30ХГСН2А,
38Х2МЮА в оплавленій зоні зафіксовано мелкоігольчатий мартенсит, а в сталі 20,30,45, 55, рок 9ХФ, 9ХФМ, 8Н1А, 40ХН - «крупноігольчатий».
Крім того, в структурі оплавленій зони виявлено підвищений вміст залишкового аустеніту (20-60%).
На думку [1, 9, 10, 13] плазмове зміцнення з оплавленням поверхні найбільш ефективно для деталей, що працюють в умовах інтенсивного зносу, але неіспитивающіх значітельнихударних і знакозмінних навантажень.
Зносостійкість стали 30ХГСА, 9 ХФ, 50ХН, 150 ХНМ після плазмового зміцнення (без оплавлення) зростає в 2,5-4 рази, порівняно з об'ємною загартуванням при випробуваннях за схемою «обертове кільце - нерухома колодка» на машині тертя МІ-1М ( 9) (в олійно - абразивному середовищі).
Оцінка зносостійкості конструкційних сталей, що пройшли плазмове азотування з газової фази (по різних режимах), показала, що зносостійкість сталей 20 зростає в 1,3-1,5 рази в порівнянні з плазмовою загартуванням і в 3-6 разів в порівнянні з об'ємною загартуванням [ 24] рис. (Випробування на машині БМУ-2).
Зносостійкість нітроцементірованного шару на сталях 20, 45 в умовах сухого тертя зростає в порівнянні з об'ємною ХТО, рис.
Додаткова обробка холодом (крива 5, рис. 2.58.) Знижує вміст залишкового аустеніту в нітроцементірованном шарі і, як наслідок цього, збільшується зносостійкість.
Порівняльні випробування зразків стали 45, 40Х на зносостійкість при різних способах зміцнення показали, що плазмова загартування не поступається електронно-променевої і лазерної загартуванню, табл. 2.21.

Рис. 2.58. Вплив режиму плазмового легування
на зносостійкість сталі 45.
1 - початковий стан
2 - об'ємна ХТО / нітроцементірованіе /
3 - плазмовий нітроцементація з газової фази
4 - плазмова нітроцементація з твердойй фази
5 - плазмова нітроцементація з твердої фази + обробка холодом.
З усіх видів зношування, що зустрічається в промисловості, найбільш часто проявляється абразивний знос. Згідно з [55-61] деталі машин та інструменти, що експлуатуються в різних умовах роботи, найбільш часто відчувають абразивний знос (до 60-70%). Абразивне зношування найбільш часто викликає руйнування поверхні деталі в результаті її взаємодії з твердими частинкам. До твердих частинок! відносяться: [60]
- Нерухомо закріплені тверді зерна, що входять в контакт по дотичній,
або під невеликим кутом атаки до поверхні деталі;
- Незакріплені частки, що входять у контакт із поверхнею деталі;
- Вільні частки в зазорі сполучення деталі;
- Вільні частки, залучаємо в потік рідиною або газом.
Випробування на абразивне зношування проводять за двома схемами взаємодії поверхні матеріалу з абразивом: при терті і при ударі об абразивну поверхню [58-60]. Методики випробувань, обладнання детально викладені в роботах [55-60], тому немає необхідності їх опису, зупинимося на результатах випробувань. В якості критерію оцінки зносостійкості зміцнених матеріалів використовувалася відносна зносостійкість, яка виражається відношенням зносу еталона до зносу (лінійному, вагового або об'ємному) досліджуваного зразка.
Додати в блог або на сайт

Цей текст може містити помилки.

Фізика та енергетика | Монографія | 507.3кб. | скачати

Схожі роботи:
Пружна і пластична деформація металів Способи обробки металів тиском
Плазмове зварювання Леговані сталі
Поверхневе поліпшення природних луків у лісовій зоні
Способи зміцнення здоров`я
Партнерство в ім`я зміцнення здоров`я населення
Законність і шляхи її зміцнення в Україні
Загартовування як засіб зміцнення здоров`я
Фізичне виховання та зміцнення здоров я людини
Загартовування водою як засіб зміцнення здоров`я
© Усі права захищені
написати до нас
Рейтинг@Mail.ru