Плазменное поверхностное упрочнение металлов

5

Глава 2. Физико-химические процессы при воздействии плазменной струи (дуги)

При воздействии плазменной струи (дуги) на поверхности обрабатываемого материала протекают различные физико-химические процессы. Характер их протекания определяется температурой, скоростью и временем нагрева, скоростью охлаждения плазмотрона, свойств обрабатываемого материала и т.д.

В основе плазменного поверхностного упрочнения металлов лежит способность плазменной струи (дуги) создавать на небольшом участке поверхности высокие плотности теплового потока, достаточные для нагрева, плавления или испаре-ния практически любого металла. Основной физической характеристикой плазменного упрочнения является температурное поле, значение которого дает возможность оценить температуру в разных точках зоны термического воздействия (в разные моменты времени), скорость нагрева и охлаждения, а в конечном итоге структурное состояние и фазовый состав поверхностного слоя материала.

2.1. Тепловые процессы и материалы при плазменном нагреве

Процессы поверхностного упрочнения требуют применения концентрированного источника нагрева с плотностью теплового потока на поверхности материала 10³ - 10⁶ Вт/см² . Основным фактором, отличающим плазменный нагрев от лазерного нагрева, является механизм взаимодействия источника энергии с материалом. При лазерном нагреве световой поток излучения, направленный на поверх-ность материала, частично отражается от нее, а частично проходит в глубь материа-ла излучение. Излучение, проникающее в глубь материала, практически полностью поглоща-ется свободными электронами проводимости в приповерхностном слое толщиной 0,1 - 1 мкм [1]. Поглощение приводит к повышению энергии электронов, и вследст-вие этого, к интенсификации их столкновений между собой и передаче энергии кристаллической решеткой металла. Тепловое состояние металла характеризующееся двумя температурами: электронной Т_е и решеточной Т_i , причем Т_е» Т_i. С тече-нием времени (начиная со времени релаксации t_Р ~ 10^-9с) разность температур Т_е- Т_i становится минимальной и тепловое состояние материала можно охарактеризовать общей температурой Т_м. Дальнейшее распределение энергии вглубь материала осуществляется путем теплопроводности.

Нагрев поверхности материала плазменной струей осуществляется за счет вынужденного конвективного и лучистого теплообмена:

(2.1.)

q = q_k+q_л

Для приближенных расчетов тепловых потоков в поверхности используется модель лучистого и конвективного теплообмена основанная на теории погранично-го слоя [2], Плотность конвективного теплового потока определяется из выражения:

(2.2.)

где ? - коэффициент теплопроводности,

Н - энтальпия единицы массы,

К_т - термодиффузионный коэффициент,

у - координата, нормальная к обрабатываемой поверхности.

В общем виде конвективный нагрев поверхности обусловлен переносом энергии плазменной струи под действием теплопроводности, диффузии. На практике используют более простое выражение:

(2.3.)

где ?-коэффициент теплопроводности

Т_плаз - температура плазменной струи на внешней границе

пограничного слоя,

Т_пов - температура поверхности.

Связь между ? и параметрами плазменной струи выражается через критериальные зависимости (число Нуссельта, Прандля, Рейнольдса и т.д.) выбор для различных случаев взаимодействия плазмы с поверхностью приведен в работах. [2].

Согласно данных работ [3] доля лучистого переноса энергии от плазменной струи к поверхности металла составляет 2-8% от общего баланса энергии. В случае использования импульсной плазменной струи доля лучистого теплообмена возрастает до 20-30%. Лучистый поток к единице площади поверхности в нормальном направлении определяется следующим образом [4]

(2.4.)

где ?1- интегральная поглощательная способность поверхности,

?2 -степень черноты плазмы

?с- постоянная Стефана-Больцмана

Т -температура плазмы

Учитывая, что теплообмен между струей и поверхностью в основном определяется конвективной составляющей теплового потока, то пренебрегая лучистым теплообменом (за исключением импульсной плазменной струи)

можно рассчитать тепловой поток по выражению Фея-Риддела [5]

(2.5.)

или

(2.6)

где Р_г - усредненное число Прандля,

(?µ)_?, (?µ)_s - плотность и коэффициент динамической вязкости плазмы при

температурах, соответственно, поверхности тела и внешней границы

пограничного слоя,

L_е - число Льгоса - Семенова,

L_d - энергия диссоциации, умноженная на весовую долю атомов,

со-ответствующую температуре струи,

- градиент скорости в критической точке, равный ~ U плазм / d сопла

h_s- полная энтальпия плазменной струи.

При нагреве поверхности металла плазменной дугой (плазмотрон прямого действия), эффективность нагрева возрастает за счет электронного тока q _е

(2.7.)

q = q_k + q_л + q_е

Дополнительная тепловая мощность за счет электронного тока рассчитыва-ется из выражения:

(2.8.)

Эффективный КПД плазменно-дугового нагрева на 10-30 % выше, чем при использовании плазменной струи и может достигать 70=85 % [3,6]. Энергетический баланс плазменного нагрева при атмосферном давлении выглядит следующим образом: 70 % - конвективный теплообмен;

20 % - электронный ток;

10 % - лучистый теплообмен.

При использовании плазменной струи (дуги), как источника тепловой энер-гии, наибольший интерес представляет распределение теплового потока по пятну нагрева. Распределение удельного теплового потока q₂в пятне нагрева приближен-но описывается законом нормального распределения Гаусса [7]

q_z = q_2m exp (-Kr²) (2.9.)

где К - коэффициент сосредоточенности, характеризующий форму кривой нормального распределения, а следовательно концентрацию энергии в пятне нагре-ва,

q_2m - максимальный тепловой поток.

Коэффициент сосредоточенности играет большое значениев процессах плазменного упрочнения, т.к. - регулирует скорость нагрева поверхностного слоя металла. Максимальная плотность теплового потока в центре пятна нагрева связана коэффициентом сосредоточенности выражением [7]

(2.10.)

Теплообмен между плазменной струей и упрочняемой поверхностью происходит в области пятна нагрева, условный диаметр которого равен:

На границе этого пятна нагрева удельный тепловой поток составляет 0.05 % от максимального g2т [7].

Параметры режима работы плазмотрона оказывают сильное влияние на коэффициент сосредоточенности. С увеличением силы тока К возрастает. Уменьшение диаметра сопла (d!_с?5) увеличивает К. С увеличением расхода плазмообразующего газа коэффициент сосредоточенности имеет максимум, рис.2.

На коэффициент сосредоточенности оказывает большое влияние способ подачи газа, геометрия сопла и электрода. В таблице 2.1. приведены экспериментальные и расчетные величины эффективного КПД нагрева, коэффициента сосредоточенности, тепловой плазменной дуги в зависимости от способа подачи плазмообразующего газа, геометрии сопла и катода. Видно, что переход от максиальной к тангенциальной подаче газа в сопло (при постоянном расходе) увеличивает коэффициент сосредоточенности на 15-40 % при одновременном увеличении эффективного КПД нагрева. Параболическая форма сопла формирует хорошо направленный плазменный поток, по сравнению с другими формами, однако степень сжатия дуги при этом снижается.

Использование кольцевого катода предпочтительнее при тангенциальной подаче газа, т.к. в случае аксиальной подачи нарушается однородность столба дуги

Диаметр сопла, мм	Длина канала сопла(мм)	U,B	I,A	Способ подачи газа в сопло	Геометрия	Эффективный КПД нагрева, %	Коэффициент сосредоточенности дуги, см.
					сопла	катода
1	2	3	4	5	6	7	8	9
2	4,4	35	100	тангенциальный	цилиндр	стержень	68	13,2
2	4,4	35	100	------/------	парабола	------/------	60	10,1
2	4,4	35	100	------/------	раструб	------/------	49	6,5
2	4,4	35	200	------/------	цилиндр	------/------	70	15,1
2	4,4	25	200	------/------	парабола	------/------	63	11,8
2	4,4	25	200	------/------	раструб	------/------	51	6,9
3 3 3 3	4,4 3,0 3,0 3,0	25	200	аксиальный	цилиндр	стержень	58	10,8
		25	200	------/------	цилиндр	------/------	50	7,2
		25	200	------/------	цилиндр	------/------	39	4,8
		25	200	Аксиально-тангенциальный	цилиндр	------/------	61	11,2
4	5,0	23,5	300	аксиальный	цилиндр	стержень	63	11,5
4	5,0	23,5	300	аксиальный	парабола	------/------	54	8,1
4	5,0	23,5	300	аксиальный	раструб	------/------	50	5,1
4	5,0	23,5	300	Аксиально-тангенциальный	цилиндр	------/------	70	15,2
5	6,2	23	150	тангенциальный	цилиндр	кольцо	50	5,9
56,8	24	200	------/------	------/------	------/------	55	6,2
5 6,9	26	300	------/------	------/------	------/------	60	6,8
2 4	35	150	тангенциальный	цилиндр	стержень	65	17,8
33,5	24	300	------/------	------/------	------/------	60	16,8
4 6,2	28	300	------/------	------/------	------/------	64	17,1

Табл. 2.1.

Влияние способа подачи газа (аргона) в сопло, геометрия сопла и катода на эффективный КПД нагрева и коэффициент сосредоточенности плазменной дуги

Геометрия сопла

по сечению сопла. При использовании сопла с фокусирующим газом коэффициент сосредоточенности увеличивается. От степени обжатия столба дуги зависят энергетические характеристики плаз-мотронов (напряжение дуги, эффективная тепловая мощность, концентрации тепло-вого потока и др.), [26,27]Так сжатие дуги, горящей в аргоне при силе тока 150-200Д-А (за счет изменения диаметра сопла и его положения по длине вольфрамового катод а), привело к увеличению напряжения дуги и напряженности электрического поля в столбе дуги, рис,2.2.

Рис.2.2. Распределение теплового потока дуги g( r) по радиусу пятна нагрева малоамперной дуги в зависимости от степени сжатия [ 26]. 1-свободно горящая электрическая дуга;

2- незначительно сжатая электрическая дуга; 3- сжатая электрическая дуга

Исследования, проведенные Новокрещеновым М.М., Рыбаковым Ю.В., Бадьяновым Б.Н., Давыдовым В.А. показали, что на коэффициент сосредоточенности аргоновой плазменной дуги оказывают влияние добавки WF6, SF6, SiCl4, CCl4 и дру-гих газов. Так небольшая добавка (0,02-0,5 %) ВР₃ к аргону при одинаковых на-чальных условиях увеличивает эффективный КПД нагрева в среднем на 10-15 %, табл.2.2.

Влияние добавок галогенидов к плазмообразующеьу газу на коэффициент сосредоточенности и эффективный КПД нагрева.

Табл.2.2.

Плазмообразующий газ	Эффективный КПД нагрева, %	Коэффициент сосредоточенности, см2
Ar Ar + BF3 Ar + CCl4 Ar + WF6	60 68 66 70	11,6 14,5 13,8 15,2

Увеличение коэффициента сосредоточенности объясняется деионизирующим воздействием галогенов в периферийной области столба дуги, что приводит к уменьшению сечения области проводимости и к повышению температуры.

Известно положительное влияние галогенов на увеличение глубины проплавления при аргоно-дуговой сварке, что также связывается с эффектом контрагирования столба сварочной дуги. Проведенные автором эксперименты показали, что при плазменном поверхностном упрочнении в режиме дуги через слой галогенида, глубина уточненного слоя стали 45 увеличивается в 1,2-2,5 раза. Эффект увеличения глубины упрочнения тем выше, чем больше атомов галогена содержит флюс_э а также выше потенциал ионизации металла, входящего в соединение с галогеном, Галогены, увеличивающие глубину упрочненного слоя можно расположить в сле-дующем порядке: фтор,->бром,->хлор_э->йод. Нанесение галогенов на поверхность металла связано с определенными трудностями, что ограничивает применение этого эффекта на практике.

При использовании импульсной плазменной струи старость нагрева поверхности металла при длительности теплового импульса в пределах 100 мкс, достигает 10^{7 ?}С\с, а скорость охлаждения 10^{6 ?} С\с. При сокращении длительности импульса до 10 мкс, скорость нагрева и охлаждения увеличивается на порядок. Распределение теплового потока импульсной струи описывается кривой нормального распределения , а коэффициент сосредоточенности имеет несколько большее значение [8]

(2.11)

По концентрации теплового потока в пятне нагрева импульсные плазменные струи приближаются к электронному лучу и намного превосходят стационарные плазменные струи. Тепловые процессы при плазменном поверхностном упрочнении наиболее просто можно вычислить по известным аналитическим выражениям [7], которые представляют собой решение дифференциальных уравнений теплопроводности в линейной постановке при линейных граничных условиях.

Уравнение процесса распространения тепла в массивном полубесконечном теле от мощного быстродвижущегося нормально-распределенного источника нагрева, каким является плазменная струя, имеет вид [7,9]

(2.12)

гдеТ - температура нагрева;

у,z - ширина и глубина пятна нагрева;

t - время;

То - температура тела;

g - эффективная мощность плазменной струи;

?,? - коэффициенты теплопроводности,температуропроводности;

? - скорость перемещения источников.

Мгновенная скорость охлаждения:

(2.13)

W = dT / dt

Уравнение распространения тепла для случая упрочнения плазменной дугой для точек, расположенных под центром анодного пятна, при скорости перемещения ?<3бм\ч имеет вид [10]

(2.14)

r - радиус анодного пятна;

? - координата (глубина).

Расчет по уравнению (2.12 - 2.14) показывает, что температура нагрева материала регулируется в интервале от начальной температуры до температуры плавления, скорость охлаждения от 10⁴ до 10^{6 ?} С\с.

При действии на поверхность полубесконечного тела теплового источника движущегося вдоль оси X, следует различать медленнодвижущийея, быстродвижу-щийся и импульсный источники тепла. Первый случай имеет место тогда, когда теплонасыщение успевает произойти раньше, чем пятно нагрева пройдет расстояние, равное радиусу пятна нагрева. При этом максимальная температура нагрева материала находится в центре пятна нагрева. По мере увеличения скорости перемеще-ния теплового источника максимум температуры сдвигается к краю нагрева, в сторону, противоположную направлению перемещения теплового источника. Если теп-ловой источник движется с постоянной скоростью, то через определенный проме-жуток времени температурное поле вокруг движущегося источника стабилизирует-ся. При упрочнении импульсной плазменной струей, время распространения теплового потока соизмеримо со временем воздействия плазменной струи на материал. В реальных условиях после прекращения действия теплового источника происходит выравнивание температуры. При этом в начальный момент времени, после прекращения действия происходит продвижение изотермы с фиксированной температурой в глубь материала и после достижения определенной глубины Z_max имеет место, об-ратное перемещению данной изотермы [1,7]. Для одномерного случая температура любой точки материала на оси теплового источника, расположенного ниже плоскости Z= 0, определяется из выражения:

(2.15)

где Z -расстояние по оси;

ierfc - функция интеграла вероятности;

?_им - длительность нагрева;

r - радиус пятна нагрева;

а, ? - коэффициенты температуропроводности и теплопроводности. При0 < 1 < ?_им в уравнении (2.5) приводится к упрощенному виду [1,7]

(2.16)

Плотность энергии в пятне нагрева W выражается по следующей зависимо-сти:

гдеg_эф - эффективная тепловая мощность плазменной струи(дуги),

?- длительность нагрева,

d - диаметр пятна нагрева.

С целью последующего вычисления протяженности по глубине зоны нагрева до температуры Т удобно использовать выражение для расчета температур в неяв-ном виде, полученное при допущении ?_n ››vat

(2.17)

где Z - глубина нагрева до температурыT(z,t);

Из выражения (2.17) можно получить простую формулу определения протя-женности по глубине зоны нагрева до заданной температуры за счет плазменного

нагрева.

(2.18)

Z ? 2va?_им / ? - Т_? /W

Для получения за один проход широкой упрочненной дорожки, при упроч-нении применяют сканирование (магнитные или механические системы) плазмен-ной струи (дуги) по поверхности в направление перпендикулярном поступательному перемещению. С целью упрощения модель для приближенной оценки парамет-ров сканирования можно представить в виде плоской задачи.

Известно, что в случае использования модели одновременного нагрева полу» бесконечного тела поверхностным тепловым источником с постоянной во времени интенсивностью, можно получить соотношении плотности мощностиg_m , требуе-мой для достижения на поверхности максимальной температурыТ_тах

(2.19)

g_т=Т_тахасрv ? /4 at

где ? -температуропроводность;

ср - объемная теплоемкость;

t - времся нагрева.

Для нагрева плазменной струей (дугой)

(2.20)

t = d / ?,g = g_n / S

где d - диаметр пятна нагрева в направлении движения;

? - скорость перемещения пятна, относительно детали;

g_n - полная мощность, подводимая к плазмотрону;

S - площадь, обрабатываемая плазменной струей.

В случае упрочнения без оплавления поверхности, необходимо, чтобы Т_тах а поверхности! материала не превышала температуру плавления

(2.21)

Т_тах?Т_пл

Тогда, согласно (2.19) и (2.21), должно выполняться условие

(2.22)

g_тvt ? Т_пл асрv ? /4 a

где знак равенства соответствует максимальной глубине закалки, без оплавления поверхностности.

Рассмотрим пятно нагрева радиусом r, движущиеся по поверхности металла со скоростью ? и одновременно совершающее пилообразные колебания частотой f и амплитудой 2d перпендикулярно направлению ?, рис. 2.2.

Рис.2.2. Схемы линейного (а) и кругового (б) сканирования.

Сканирующая плазменная струя создает на обрабатываемой поверхности усредненный источник тепла, размерами 2r * 2 d , движущийся со скоростью?,

для которого время нагрева определяется соотношением:

t₁=2r/? (2.23)

а плотность мощности: g_т = g_эф / 4rd

где g_эф - эффективная тепловая мощность.

Из (2.22) следует, что для максимальной глубины закалки необходимо, чтобы выполнялось условие:

(2.24)

g_тv t₁ = Т_пл асрv? / 4а

Кроме того, сканирующая плазменная струя создает концентрированный источник тепла диаметром 2r , скорость которого определяется из амплитуды и час-тоты колебаний, тогда время нагрева можно записать как:

(2.25)

t₂ = 2( 2r / 4df ) = r/df

Множитель 2 означает, что в крайних точках пятно нагрева находится вдвое дольше, чем в промежуточных. Тогда плотность мощности соответственно равна:

( 2.26)

g_т2 = g_n / ?r²

С целью исключения оплавления поверхности в крайних точках необходимо выполнение условия:

(2.27)

g₂ v ?₂ ‹ g₁ v?₁ ? Т_пл асрv? / 4а

Амплитуда и частота сканирования должны соответствовать выражениям

(2,28)

v d /f ‹ ?rv8?

или

Выражение (2.28) показывает, что частота сканирования должна увели-чиваться с уменьшением пятна нагрева, с ростом скорости обработки и ам-плитуды сканирования. На тепловые процессы и размеры упрочненной зоны, помимо параметров режима работы плазмотрона (сила тока, расход газа и т.) оказывают влияние и параметры ведения технологического упрочнения, такие как скорость обра-ботки, дистанция обработки, угол наклона плазменной струи (дуги) к об-рабатываемому изделию и др.

При разработке технологических процессов на практике необходимо иметь простые ₉ удобные аналитические выражения для расчета основных па-раметров упрочнения. В работах по плазменному упрочнению [10, 12 - 14] ис-пользуются различные аналитические выражения. Так в работе [12] скорость нагрева локальной зоны определяется из выражения:

где g_s - плотность мощности плазменной дуги;

?, ?- коэффициенты температуропроводности и теплопроводности;

? - время воздействия;

h- глубина упрочнения.

Значение плотности мощности плазменной дуги достаточной для фазовыхпревращений определяют:

где Т_зак - температура закалки;

В - коэффициент аккумуляции теплоты.

Глубина закаленного слоя определяется из выражения:

где Р - мощность плазменной дуги;

? - скорость обработки;

d- диаметр пятна нагрева;

? - плотность материала;

С_т - удельная теплоемкость;

Q- теплота плавления;

К_в- коэффициент, учитывающий качество обрабатываемой поверхностности.

Скорость обработки определяется как:

В работе [13] используется зависимость глубины закалки от параметра

h = Р/ (d_c ?)^0,4

где Р - тепловая мощность источника нагрева;

d - диаметр сопла;

? - скорость обработки.

В работах Токмакова В.П., Гречневой М.В., Петухова А.В., Скрипкина А.А., Матханова В.Н. приводятся расчетные данные, позволяющие определить темпера-туру нагрева и скорость охлаждения металла. Построены номограммы для выбора оптимальных режимов плазменного упрочнения. Экспериментальные исследования процесса плазменного упрочнения сталей 9ХФ, 40Х, У8, Х12М,проведенные эти-ми авторами , показали, что максимальная поверхностная твердость после упрочнения пропорциональна величине углеродного эквивалента С_экв , а глубина упрочнениязависит от коэффициента температуропроводности. Это позволило авторам установить зависимость вида:

HW_max=f (g, ?, С_экв);h = f₂(g, ?, а)

В явном виде уравнения этих зависимостей выглядят следующим образом:

HV_max = 10^-3 ?-0.308271 ?²+1.23441g²+12.792a²+1.71723 ?g- 1.54273 ?C_экв - 1.7919 ?+ 0.36981g-18.2439C_экв+11,223)

h _max = 262.506?² +50.3667g² +1466.729а² +107.754?g + 53.1505?? - 47.1105gа -

- 938.111? + 199.495g - 5.6734а + 686.691

Полученные результаты, по мнению авторов, свидетельствуют о хорошем совпадении экспериментальных и расчетных данных, что позволяет, не проводя экспериментов, прогнозировать максимальную твердость и глубину упрочненных поверхностей, табл.2.3., 2.4.

 Табл.2.3

Экспериментальные и расчетные значения поверхностной твердости HW_max, в зависимости от входных параметров (g, ? , С _экв)

№	V, м/c	g, кВт/м2	C,%	HVэксп, МПа	HVрас, МПа
1	2	3	4	5	6
1. 2. 3. 4. 5. 6. 7. 8. 9. 10.	5 5 5 1 1 1 2,5 2,5 2,5 2,5	10 15 25 10 15 25 10 15 20 25	0,05 1,05 0,9 0,9 0,45 0,6 0,45 0,75 0,6 0,9	6000 10500 9000 6700 5900 5300 3100 4200 4900 9800	6383 10156 8702 6359 6045 5852 2961 4369 5202 8000

Табл.2.4.

Экспериментальные и расчетные значения глубины упрочнения

от h_max входных параметров

№	?, м/c	g, кВт/м2	а, см2/с	hэксп, МПа	hрас, МПа
1	2	3	4	5	6
1. 2. 3. 4. 5. 6. 7. 8. 9. 10. 11. 12. 13. 14. 15.	0,5 0,5 0,5 0,5 0,5 1,5 1,5 1,5 1,5 2,5 2,5 2,5 2,5 2,5	10 15 20 25 30 10 15 20 25 10 15 20 25 30	0,1 0,15 0,12 0,06 0,08 0,15 0,08 0,06 0,1 0,06 0,1 0,08 0,12 0,15	600 890 920 930 1250 310 250 130 410 45 120 140 330 500	623 831 882 945 1167 335 162 173 390 53 196 150 343 529

Построение математических моделей плазменного поверхностного упрочне-ния, отражающих кинетику процесса, основано на решении не линейных краевых задач теории теплопроводности. Корректное описание теплофизических процессов взаимодействия плазменной струи (дуги) с поверхностью обрабатываемого мате-риала, возможно лишь с учетом необратимых процессов, сопровождающих поверх-ностную закалку детали, полиморфных превращений, окислительных реакций на

поверхности, энергетических потерь на плавление и испарение материала, измене-ние теплофизических свойств материала при нагреве и охлаждении. В качестве основы такой модели можно использовать «задачу Стефана» со свободной границей ?, являющейся фронтом мартенситного образования. Матема-тическая постановка такой задачи сводится к определению температурных полей в поверхностном слое детали и к расчету границ раздела при полиморфных превра-щениях. Аналитическое решение возможно только при ряде упрощений. В работе [24] представлена математическая модель плазменного поверхностного упрочнения азотирования из газовой фазы.

2.2. Фазовые и структурные превращения при плазменном нагреве металлов

Несмотря на различие физических процессов, лежащих в основе того ими иного способа поверхностного упрочнения металлов (плазменного, лазерного, электронно-лучевого и т.д.), для всех характерна общая особенность - фазовые и струк-турные превращения протекают в условиях далеких от равновесия. Рассмотрим фи-зические причины, позволяющие использовать сверхскоростной нагрев при термической обработке металлов. При использовании большинства видов термической обработки металлов с медленным нагревом для получения неравновесной структуры температура нагрева назначается выше на 30-50 ° С, критических температур Ас₁ и Ас₃.

При рассмотрении диаграммы видно, что используется только низкотемпе-ратурная часть аустенитной области. Температурный интервал до перехода в жид-кое состояние остается очень большим и составляет 400-700°С (в зависимости от состава стали) [1]. В работах [1,9,16,18-22] показано, что нагрев металлов, со скоростью ? = 10² - 10^{6 ?} С , вызывает смещение фазовых превращений рис.2.3. в область температур на 50-300° С.

В связи с этим, из всего температурного интервала существования аустенит-ной области , практика плазменного поверхностного нагрева (без оплавления по-верхности) используется 1/3 его величины тогда, как при медленном нагреве ис-пользуется только 1/20 температурного интервала аустенитной области.

Известно, что размер зерен аустенита, в первую очередь, зависит от отношенияскоростей двух элементарных процессов: - возникновения центров (зародышей) п и их роста С . Чем больше это отношение, тем меньше начальное зерно S обра-зующейся фазы - аустенита. С повышением температуры наблюдается все большее количественное опережение скорости зарождения над скоростью роста. При сме-щении фазовых превращений в сторону высоких температур, процесс зарождения становится доминирующим над процессом роста зерен. Регулируя скорость нагрева (т,е„ количество введенной энергии в поверхностный слой металла) можно получать различные соотношения n/c. Поэтому, использование скоростного нагрева позволяет различное состояние аустенита - от крупнозернистого до мелкозернистого.

Рис. 2.З. Повышение температуры точки Ас₃ в сравнении с равновесной в зависимости от скорости нагрева

Смещение основных фазовых превращений в область высоких температур (внутри существования ? - области на диаграмме Fe - Fe₃ C₃ позволяет получать новые условиядля процесса диффузионного насыщения поверхностных слоев легирующими эле-ментами (азот, бор_э кремний, углерод и т.д.). Проникновение диффундирующих атомов в поверхностный слой металла, имеющий зародыши новой фазы по разме-рам, близким к критическим, происходит более интенсивно, чем при печной цемен-тации, азотировании и т.д. Именно совмещение процессов диффузионного насыще-ния и зарождения аустенита в поверхностном слое приводит к ускорению в 15-20раз процессов цементации, азотирования и т.д. Таким образом, наличие большего температурного интервала существования у - области на диаграмме Fe - Fe₃ C является одной из основных причин, позволяющих использовать сверхскоростную обработку (при помощи плазменной струи (дуги) для широко распространенных сортов стали.

Процесс плазменного поверхностного упрочнения без оплавления поверхно-сти включает четыре стадии: нагрев, фазовое (? > ?) превращение, частичную гомогенизацию, быстрое охлаждение.

Нагрев.

Нагрев поверхности металла со скоростью порядка 10³ -10⁵ ? С /с считается одной из наиболее важных особенностей плазменного упрочнения. Степень нагрева и размер нагреваемого объема материала зависит от интенсивности теплового ис= точника ^ и времени его воздействия t . Чем выше концентрация энергии источни-ка, тем меньше размер нагреваемого объема и больше скорость его нагрева dТ/dt .

При медленном нагреве со скоростью ? имеющиеся в металле внутреннее напряжение релаксируют в следствии процесса полигонизации. С увеличением скорости нагрева ?₁ >? в следствие инерционности процессов и перераспределении дислокационной структуры, полигонизация не успевает произойти и уменьшение внутренних напряжений осуществляется путем рекристаллизации что вызывает измельчание ферритных зерен. Это в дальнейшем (при ? > ? превращении) приводит к образованию мелкозернистой структуры аустенита, которая после охлаждения дает мелкодисперсный мартенсит [1.15].

В работах по термической обработке ТВЧ [17-20] показано, что при опреде-ленном увеличении скорости нагрева рекристаллизационные процессы не успевают произойти и изменение зерна не наблюдается. Поэтому , для исходной ферритно-цементитной структуры рекомендуются оптимальные скорости нагрева в диапазоне ?₁< ?_опт< ?₂. Характерные значения для стали ? ₁=200 ..... 600° С\с и ? ₂ ⁼ 10⁴-10⁶ С\с [1,9,15,16,20].

При использовании плазменного нагрева в поверхностном слое образуется более высокодисперсный мартенсит по сравнению с нагревом ТВЧ, хотя средние скорости нагрева для обоих методов одинаковы. При нагреве ТВЧ сплавов железа существенное влияние на кинетику нагрева оказывает превращение феррита. При достижении точки Кюри переход в парамагнитное состояние приводит к резкому замедлению темпа нагрева. Плазменный нагрев позволяет поддерживать очень вы-сокий темп роста температуры, вплоть до стадии интенсивного? > ? превращения. Поэтому, при плазменном нагреве эффективные значения скорости нагрева выше, чем при нагреве ТВЧ. Сравнение эффективных значений скорости нагрева при плазменном, лазерном и электронно-лучевом упрочнении показывает, что в двух последних случаях температурный интервал аустенитного превращения сдвинут в область более высо-ких температур, по сравнению с плазменным. Это объясняется тем, что при лазер-ном и электронно-лучевом упрочнении обеспечивается наибольшая плотность по-тока энергии на поверхности, а, следовательно, и более высокие скорости нагрева. Исползование высоких скоростей приводит к наследованию дефектов ис-ходной структуры. Показано [21], что повышение твердости связано с дроблением блоков мозаики и значительным увеличением плотности дефектов кристаллической решетки, превышающим величины для случаев традиционной закалки. Положительное влияние на результат плазменного упрочнения оказывают термоупругие напряжения, которые с одной стороны увеличивают плотность де-фектов, с другой - способствуют развитию рекристаллизационных процессов из-мельчения зерна.

? > ? превращения при плазменном упрочнении.

При изменении фазово-го состояния возможны два типа превращения: диффузионное и без диффузионное. Принято считать, что при медленном нагреве железоуглеродистых сплавов ? > ? превращение происходит по диффузионному механизму. В работе [20] показано, что смена диффузионного механизма при ? > ? превращении на бездиффузионный происходит при скорости нагрева 70 000-80 000° С\с.

Табл.2.5.

Параметры тонкой кристаллической структуры сталей после упрочнения азотной плазменной струей [21]

Сталь	Вид обработки	Размер блоков * 10 -7, м	Микроискажения ?а/? * 102	Плотность дефектов * 1010, см-2
ЗОХГСА	Исходное состояние Плазменное упрочнение + отпуск (200? С) Объемная закалка + отпуск (200? С)	2,1 0,086 0,34	0,168 0,3 0,437	0,47 4,01 1,12

Анализ результатов исследования [1, 10, 15. 17-22] по скоростному нагреву сталей с помощью различных источников тепла позволяет сделать вывод возможного существования обоих механизмов ? > ? превращения. При нагреве сталей с ис-ходной перлитной структурой (скорость нагрева ??500° С\с) преобладающим ме-ханизмом аустенизации является диффузионный. Нагрев со скоростью выше 1000? С/с вызывает образование устойчивого и неустойчивого аустенита в силу действия одновременно двух различных процессов - диффузионного и бездиффузионного. При этом, та часть аустенита, которая образовалась по бездиффузионному механизму не может быть устойчивой в межкритическоминтервале температур, т.к. температура малоуглеродистого аустенита ниже равновесной. Неустойчивость аустенита в межкритическом интервале температур свидетельствует о том, что угле-рода в нем меньше, чем этого требуется при диффузионном механизме превращения [17], при котором углерода всегда достаточно для создания устойчивого аустенита.

С увеличением скорости нагрева количество мест для зарождения центров новой фазы быстро исчерпывается, а рост имеющихся центров (зависящий от диффузионных процессов) не обеспечивает достаточную скорость протекания ? > ? превращения, что приводит к доминированию бездиффузионного механизмааустенизации. При превышении некоторой величины скорости нагрева V_кр диффузи-онный механизма полностью вытесняется бездиффузионным [20]. По мнению [1,17- 20], увеличение роли бездиффузионного механизма с ростом скорости нагрева соот-ветствует следующая особенность процесса аустенизации стали с исходной ферритно-цементитной структурой:

- в доэвтиктоидных сталях возможна ситуация, когда приV<V_кр перлит превращается в аустенит диффузионным механизмом, а свободный феррит - бездиффузионным. При этом аустенит, образующийся из перлитной колонии, имеет концентрацию углерода, близкую к 0,8 %, а приращение свободного феррита приводит к образованию малоуглеродистого аустенита. Поэтому количество углерода в аустените и степень его неоднородно-сти можно регулировать скоростью нагрева.

Скорости нагрева V ? 10⁶ ?С\с, по мнению [1,15,19,20],являются предельными, так как интервал ? > ? превращений достигает температуру плавления. Бездиффузионный механизм ? > ? превращения наблюдается и в случае с ис-ходной мартенситной структурой. При нагреве со скоростьюV ? V_кр распада мар-тенсита не происходит, и? > ? превращение имеет характер обратного мартенситного превращения. По мнению [1,19,20] , температура превращения зависит от со-става сплава и может быть как выше, так и ниже равновесной температуры. Образовавшийся аустенит при обратном мартенситном превращение наследует от мар-тенсита дефектную структуру, что при последующей закалке приводит к повышению плотности дислокации и повышению твердости.

Особенности? > ? превращения легированных сталей связаны с замедлени-ем в этих сталях диффузионных процессов, уменьшения температурного интервала ? - фазы и с понижением температуры мартенситного превращения аустенита. При нагреве легированных сталей роль бездиффузионного механизма ? > ? превращения возрастает.

Однако уменьшение температурного интервала ? - фазы в условиях бы-строго нагрева характеризуется большей вероятностью оплавления поверхности.

При оплавлении, карбиды, входящие в состав легированных сталей, растворяются и образовавшийся аустенит насыщается легирующими элементами, и при последую-щем охлаждении не претерпевает фазового превращения.

Гомогенизация

При традиционных методах упрочнения (использующих медленный нагрев) применяют изотермическую выдержку при достижении максимальной температуры закалки.

В результате такой выдержки происходит ? > ? - превра-щение феррита, растворение карбидов с последующим распределением углерода и легирующих элементов [17].

Образующийся аустенит имеет постоянную по всему объему концентрацию атомов. Изменяя время выдержки можно в определенных пределах управлять степенью гомогенизации аустенита. При плазменном упрочнении аустенизация стали протекает в неизотермических условиях, поэтому процессы гомогенизации ограничены незначительным про-межутком времени пребывания металла в аустенитном состоянии

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

Для сплавов с исходной ферритно-цементитной структурой вне зависимости от механизма ? > ? - превращения, по мнению [15-22], частичное протекание процес-сов гомогенизации (для скоростных нагревов) является необходимым условием по-вышения твердости.

Согласно [17-19, 22] для диффузионного механизма образова-нии зародышей аустенита, общая скорость превращения зависит от диффузии угле-рода.

При ? > ? - превращении по бездиффузионному механизму образования аустенита(без определенного насыщения его углеродом) возможно и он при быстром охлаждении возвращается к исходной ферритно-цементитной структуре (т.е. пересынщенного твердого раствора в железе не образуется) [28].

Поэтому, при описании фазовых переходов при плазменном упрочнении, важной задачей является установление количественной оценки диффузии углерода при неизотермических условиях.

При скоростном нагреве железоуглеродистых сплавов с мартенситной структурой происходит обратное мартенситное превраще-ние без заметного распределения углерода [17-20].

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

Кроме того, необходима точная оценка критической скорости охлаждения аустенита для осуществления процессов закалки.

Влияние скорости нагрева на величину зерна аустенита

Принято считать, что размер зерна обратно пропорционален скорости нагрева после печной закалки аустенитное зерно имеет примерно 7-9 баллов после за-калки ТВЧ (скорость нагрева 100-1000 ° С\с) зерно имеет балл 11-13. На рис. 2.4. показано изменение величины зерна с увеличениемскорости нагрева до темпера-туры Т_зак для стали 45при плазменном упрочнении.

При скоростинагрева

выше 500° С\с незначительный

рост зерна наблюдается только в случае превышения температуры нагрева над температурой, принятой при обычной печной закал ке. Нагрев со скоростью свыше 1000^ °С\с приводит к смещению процесса образования аустенита в область высоких температур, и, как следствие этого, уменьшается концентрация углерода, необходимая для устойчивости зародыша. Скорость зарождения при этом резко увеличивается, что ограничивает

рост зерен. Используя сверхбыстрый нагрев(плазменнойструей(дугой), можно Рис. 2.4. Влияние температуры и скорости регулировать величину зерна аустенита к нагрева на размер зерна аустенита d моменту начала стадии охлаждения. в стали 45.

^{1-500? С/с; 2-1000? С/с; 3-5000? С/с}

Влияние скорости нагрева на ускорение диффузионных процессов насыщения

Почти во всех случаях применения скоростного нагрева (лазерного, электронно-лучевого, плазменного и т.д.) отмечается ускорение процессов насыщения поверхностных слоев легирующими элементами [1,9.15,19,21, 23-26].

Однако, при-чины ускорения процессов химико-термической обработки (ХТО) металлов не рас-крываются.

Ускорение диффузионных явлений при плазменной ХТО обусловлено особенностью фазовых превращений в железоуглеродистых сплавах при скоростном нагреве. Если при медленном нагреве аустенит образуется только в результате диф-фузионных процессов, то при плазменном нагреве возможно образование аустенита по бездиффузионному механизму. В доэвтектоидных сталях бездиффузионный процесс протекает на неоднородностях в ферритнойфазе - по границам зерен и блоков. Смещение фазовых превращений в область высоких температур оказывает существенное влияние на размер зерен аустенита, в момент окончания фазовых переходов. Уменьшение объема зерен и увеличение их числа приводит к возрастанию общей протяженности границ. Известно [27], что интенсивность диффузии вдоль границ и внутри зерен существенно различается. Скорость пограничной диффузии в 5-7 раз превосходит скорость диффузии по зерну [27]. Следовательно, в более мелкозернистом аустените, образующимся при плазменном нагреве и обладающим большей протяженностью границ, насыщение происходит значительно быстрее, чем в крупнозернистом аустените, образующимся при печном нагреве.

Высокая диффузионная активность мелкозернистого и мелкоблочного ау-стенита, образующегося при плазменном нагреве, усиливается наличием многочис-ленных источников вакансии, благоприятной дислокационной структурой и повы-шенной плотностью дислокации [14]. Это связано с тем, что границы зерен являют-ся основными источниками вакансий в металлах с плотноупакованной решеткой, а измельчение зерна приводит к увеличению концентрации вакансий [27]. Несовершенства структуры границ (дислокации, избыточная концентрация вакансии) явля-ется, по мнению [ 14, 18, 27,28], источником избыточной энергии, что облегчает пе-ренос диффундирующих атомов.

Наряду с особенностями превращений в железоуглеродистых сплавах при плазменном нагреве на интенсификацию процессов ХТО оказывает сильное влия-ние сам источник нагрева - плазменная струя (дуга). При плазменном нагреве (струей или дугой) азот, углерод, водород поглощаются металлом в количестве,превышающем их растворимость при тех ж температурах и давлениях, но в отсут-ствии плазменного нагрева [28, 29] . Высокая температура плазменной струи (дуги), где газ частично диссоциирован и ионизирован, вызывает отставание релаксацион-ных процессов от скорости снижения температуры газа у поверхности металла.

Следствием этого является взаимодействие с металлом газа (плазмы) в неравновес-ном, относительно его температуры состоянием. Сверхравновесное поглощение газа в некоторых случаях приводит к значительному перенасыщению металла газом и к стремлению выделиться из него, что приводит к пористости на поверхности метал-ла [24].

Важной особенностью плазменного нагрева является, также неоднородность температурного поля нагрева, свойственная всем процессам, использующим концентрированные источники нагрева. Отсюда усиление термодиффузионных процессов на границе металл-активная среда. Кроме того, использование плазмен-ной дуги позволяет ускорить диффузионные процессы за счет электронного тока (электротермический эффект).

Таким образом, причины интенсификации процессов насыщения легирую-щими элементами при плазменном нагреве заключаются в следующем:

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

- использование плазменной струи (дуги) позволяет создать лучшие условия для протекания поверхностных реакций, заключающихся в сверхравно-весномпоглощениигаза ивысокойактивностинасыщающейсреды (газовая, твердая, жидкая фаза );

- резко сокращается время нагрева поверхности металла до температуры насыщения (доли секунд).

Охлаждение

При охлаждении аустенитной структуры возможно два типа ?>? -превращения: диффузионное и бездиффузионное. Прискорости охлаждения W‹W₁ реализуется первый тип, а при W>W₂ только второй тип. (Характерные зна-чения для доэвтектоидной стали W₁ ?50° С\с, эвтектоидных W ?100? С\с.

Для получения мартенсита в железоуглеродистых сплавах необходимо обес-печить скорость охлаждения выше критической, которая для большинства сталей со-ставляет 50-200 ° С\с [1. При плазменном упрочнении скорость охлаждения значи-тельно превышает критическую и составляет 10²-10⁵ ° С\с [9]. Таким образом, рас-пад аустенита происходит по бездиффузионному механизму с образованием мар-тенсита. Как уже отмечалось, при плазменном нагреве образуется неоднородный аустенит, и, как следствие этого, при охлаждении объемы с разной концентрацией уг-лерода будут закаливаться по-разному. Диапазон температур, в которых происходит мартенситное превращение, существенно увеличивается. Превращение малоуглеро-дистого аустенита происходит при температуре 350-420° С с образованием мелко-игольчатого мартенсита [15, 19, 22]. С ростом концентрации углерода температура мартенситного превращения снижается до 100° С с образованием пластинчатого мартенсита. Для охлаждения неоднородного аустенита требуются большие скорости ох-лаждения [19, 20, 22], по сравнению с однородным аустенитом. Это связано с тем, что повышение градиента концентрации углерода приводит к ускорению диффузии и облегчению распада аустенита.