Фазовые и структурные превращения при плазменном нагреве металлов
.
При медленном нагреве со скоростью υ
имеющиеся в металле внутреннее напряжение релаксируют в следствии процесса полигонизации. С увеличением скорости нагрева υ1 >υ
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 α → γпревращении) приводит к образованию мелкозернистой структуры аустенита, которая после охлаждения дает мелкодисперсный мартенсит [1.15].
В работах по термической обработке ТВЧ [17-20] показано, что при определенном увеличении скорости нагрева рекристаллизационные процессы не успевают произойти и изменение зерна не наблюдается. Поэтому , для исходной ферритно-цементитной структуры рекомендуются оптимальные скорости нагрева в диапазоне υ
1< υ
опт< υ
2. Характерные значения для стали υ
1=200 . 600° С\с
и υ
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 высокий темп роста температуры, вплоть до стадии интенсивногоα → γ
превращения. Поэтому, при плазменном нагреве эффективные значения скорости нагрева выше, чем при нагреве ТВЧ. Сравнение эффективных значений скорости нагрева при плазменном, лазерном и электронно-лучевом упрочнении показывает, что в двух последних случаях температурный интервал аустенитного превращения сдвинут в область более высоких температур, по сравнению с плазменным. Это объясняется тем, что при лазерном и электронно-лучевом упрочнении обеспечивается наибольшая плотность потока энергии на поверхности, а, следовательно, и более высокие скорости нагрева. Исползование высоких скоростей приводит к наследованию дефектов исходной структуры. Показано [21], что повышение твердости связано с дроблением блоков мозаики и значительным увеличением плотности дефектов кристаллической решетки, превышающим величины для случаев традиционной закалки. Положительное влияние на результат плазменного упрочнения оказывают термоупругие напряжения, которые с одной стороны увеличивают плотность дефектов, с другой - способствуют развитию рекристаллизационных процессов измельчения зерна.
α → γ превращения при плазменном упрочнении.
При изменении фазового состояния возможны два типа превращения: диффузионное и без диффузионное. Принято считать, что при медленном нагреве железоуглеродистых сплавов α → γ
превращение происходит по диффузионному механизму. В работе [20] показано, что смена диффузионного механизма при α → γпревращении 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 Δа/α * 102 |
Плотность дефектов * 1010, см-2 |
ЗОХГСА |
Исходное состояние Плазменное упрочнение + отпуск (200º С) Объемная закалка + отпуск (200º С) |
2,1 0,086 0,34 |
0,168 0,3 0,437 |
0,47 4,01 1,12 |