Разработка и выбор стратегических альтернатив развития предприятия

Наряду с лазерным упрочнением возникло аналогичное плазменное термическое, более экономичное и эффективное.

 

Преимущества плазменного упрочнения:

• высокое качество закаленного слоя (отсутствие трещин в процессе закалки и в процессе эксплуатации);
• использование универсального вращателя;
• автоматизация процесса, снижение роли человеческого фактора;
• низкий расход плазмообразующего газа (аргон) 3–5 л/мин;
• закалка гребня колеса осуществляется за один проход;
• низкий уровень шума;
• возможность гибкого управления процессом закалки (позволяет оперативно изменять величину теплового потока в материал непосредственно в процессе упрочнения для предотвращения подплавления поверхности, например, в случае внезапного нарушения равномерности вращения колеса);
• количество времени, затрачиваемое на упрочнение одной колесной пары приблизительно 25–30 минут.

 

2.3 Влияние  плазменного упрочнения на структуру  металла

 

При воздействии плазменной дуги на поверхности обрабатываемого материала протекают различные физико–химические процессы. Характер их протекания определяется температурой, скоростью и временем нагрева, скоростью охлаждения, свойствами обрабатываемого материала и т.д.

В основе плазменного поверхностного упрочнения металлов лежит способность плазменной дуги создавать на небольшом участке поверхности высокие плотности теплового потока, достаточные для нагрева или плавления 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.

 

2.4 Тепловые процессы при плазменном упрочнении

 

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 поверхность материала, частично отражается от нее, а частично проходит в глубь материала. Излучение, проникающее в глубь материала, практически полностью поглощается свободными электронами в приповерхностном слое толщиной           0,1 – 1 мкм . Поглощение приводит к повышению энергии электронов, и вследствие этого, к увеличению частоты их столкновений между собой и передаче энергии кристаллической решеткой металла.

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

 

 

 

где: – конвективный теплообмен;

– лучистый теплообмен.

 

Конвективный теплообмен – распространение тепла в пространстве, осуществляющееся за счёт переноса тепла при перемещении текучей среды (плазмы) из области с более высокой температурой в область с меньшей температурой, а также за счёт теплового движения микрочастиц и обмена кинетической энергией между ними.

В общем виде конвективный нагрев поверхности обусловлен переносом энергии плазменной струи под действием теплопроводности и расчитывается по формуле

 

 

 

где: – коэффициент теплопроводности;

 – температура плазменной струи;

 – температура поверхности.

 

Лучистый теплообмен – это процесс переноса теплоты с одной поверхности на другую поверхность за счет сил электромагнитного излучения и нагрева. Протекание процессов лучистого теплообмена определяется взаимным расположением в пространстве тел, обменивающихся теплом, свойствами среды, разделяющей эти тела.

Доля лучистого переноса энергии от плазменной струи к поверхности металла составляет 2 – 8% от общего баланса энергии.

Учитывая, что теплообмен между струей и поверхностью в основном определяется конвективной составляющей теплового потока, то лучистым теплообменом можно пренебречь, однако при нагреве поверхности металла плазменной дугой, эффективность нагрева возрастает за счет электронного тока

 

 

 

где – доля электрического тока в теплообмене.

 

Энергетический баланс плазменного нагрева при атмосферном давлении выглядит следующим образом:

70 % – конвективный теплообмен;

20 % – электронный ток;

10 % – лучистый теплообмен.

Несмотря на различие физических процессов, лежащих в основе того ими иного способа поверхностного упрочнения металлов (плазменного, лазерного и т.д.), для всех характерна общая особенность – фазовые и структурные превращения протекают в условиях далеких от равновесия.

Исследования углеродистых сталей показывают, что процесс плазменного поверхностного упрочнения без оплавления поверхности включает четыре стадии:

1) нагрев

2) фазовое (α→γ) превращение

3) частичная  гомогенизация

4) быстрое  охлаждение

 

2.4.1 Стадия  нагрева

 

Нагрев поверхности металла со скоростью порядка 103 – 105 º С /с считается одной из наиболее важных особенностей плазменного упрочнения. Степень нагрева и размер нагреваемого объема материала зависит от интенсивности теплового источника q и времени его воздействия t . Чем выше концентрация энергии источника, тем меньше размер нагреваемого объема и больше скорость его нагрева dТ/dt .

Увеличение скорости нагрева υ1 >υ вызывает измельчение ферритных зерен, как показано на рисунке 2.4, что в дальнейшем при α→γ – превращении приводит к образованию мелкозернистой структуры аустенита (на гренице между ферритом и цементитом), его рост и распад, в результате чего после охлаждения образуется мелкодисперсный мартенсит, этот процесс явлиется пормежуточным.

 

Рисунок 2.4 – Микроструктура упрочненного поверхностного слоя на колесной стали марки 2 (превращение феррита)

 

При использовании плазменного нагрева возможно поддержание очень высокого темп роста температуры, вплоть до стадии интенсивного α → γ превращения, а в поверхностном слое будет образовываться более высокодисперсный мартенсит, в соответствии с диаграммой железо–углерод, показанной на рисунке 2.5. Необходимо отметить, что при плазменном упрочнении время нагрева не должно быть слишком большим, поскольку интенсивность нагрева быстро возрастает с повышением температуры, что может привести к подплавлению металла.

Рисунок 2.5 – Диаграмма Железо – Углерод

 

 

2.4.2 Стадия  α → γ – превращения при плазменном упрочнении

 

Существование одного металла в нескольких кристаллических формах носит название полиморфизма, или аллотропии. Для процесса плазменного упрочнения важна главным образом температурная аллотропия. Железу характерны такие аллотропические формы превращения, как α и γ. Аллотропическая форма, существующая при самой низкой температуре, обозначается через α, а следующая – через γ. Ниже 911ºС железо существует в форме α; при 911ºС объемноцентрированная решетка переходит в гранецентрированную решетку , которая при температуре 1392ºС вновь превращается в объемноцентрированную α – решетку, как показано на рисунке 2.6.

 

 

Рисунок 2.6– Кривая нагрева железа

При изменении фазового состояния возможны два типа превращения: диффузионное и бездиффузионное.

При нагреве со скоростью 20–80ºС/с превращение феррита и цементита может происходить одновременно в межкритическом интервале температур Ас1 –Ас3  (Ас1 – критическая точка превращения перлита в аустенит; Ас3 – конец растворения феррита в аустените) по диффузионному механизму.

С нарастанием скорости нагрева в диапазоне 100–500ºС/с фазовые превращения проходят в несколько этапов. В начале, при температуре Ас1 начинаются превращения феррита в перлитной колонии. По мере повышения температуры превращения в интервале температур Ас1 и Ас3 начинаются на границе перлитной колонии с ферритным зерном. Выше температуры Ас3 начинается растворение цементитной пластины.

При нагреве среднеуглеродистых сталей (скорость нагрева υ ≤ 500°С/с) в силу действия одновременно двух различных процессов (диффузионного и бездиффузионного), происходит образование устойчивого и неустойчивого аустенита (рисунок 2.7).

 

Рисунок 2.7 – Электронная металлография микроструктуры при нагреве со скоростью 250ºС/с до температуры 755ºС (стрелка показывает преобразованние перлитной колонии)

Показано, что при температуре 725ºС отмечено образование зародыша аустенита в перлитной колонии, обогащенной углеродом в межкритическом интервале температур Ас1 –Ас3 при υ=250 ºС/с (после охлаждения образовался мартенсит).

При этом аустенит имеет концентрацию углерода близкую к 0,8 %, а приращение свободного феррита приводит к образованию малоуглеродистого аустенита. Однако используя сверхбыстрый нагрев плазменной дугой, количество углерода в аустените, величину его зерна и степень его неоднородности можно регулировать скоростью нагрева до момента начала стадии охлаждения. Скорости нагрева V≈105ºС/с являются предельными для плазменного упрочнения металлов, так как интервал α→γ - превращений достигает температуру плавления. Бездиффузионный механизм α→γ превращения наблюдается и в случае с исходной мартенситной структурой. При нагреве со скоростью V≈Vкр распада мартенсита не происходит, и α→γ - превращение имеет характер обратного мартенситного превращения. Температура превращения зависит от состава сплава и может быть как выше, так и ниже равновесной температуры. Образовавшийся аустенит при обратном мартенситном превращении наследует от мартенсита дефектную структуру, что при последующей закалке приводит к повышению плотности дислокации и повышению твердости.

Однако уменьшение температурного интервала γ – фазы в условиях быстрого нагрева характеризуется большей вероятностью оплавления поверхности.

 

2.4.3 Стадия  гомогенизации

 

Стадия гомогенизации подразумевает создание устойчивой во времени однородной структуры путём ликвидации концентрационных микронеоднородностей.

Для скоростных нагревов является необходимым условием повышения твердости.

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

При плазменном упрочнении аустенизация стали протекает в неизотермических условиях (температура не постоянна), поэтому процессы гомогенизации ограничены незначительным промежутком времени (10 мс…5 с) пребывания металла в аустенитном состоянии. Отсутствие классической выдержки при максимальной температуре нагрева и высокие скорости нагрева приводят к неравномерному распределению углерода и других элементов в зерне аустенита.

Для сплавов с исходной ферритно-перлитной структурой вне зависимости от механизма α→γ - превращений, частичное протекание процессов гомогенизации (для скоростных нагревов) является необходимым условием повышения твердости.

Во время α→γ - превращения по бездиффузионному механизму образования аустенита (без определенного насыщения его углеродом), он возвращается к исходной ферритно – цементитной структуре при быстром охлаждении, т.е. пересыщенного твердого раствора в железе не образуется.

 

2.4.4 Стадия  охлаждения

 

При охлаждении аустенитной структуры возможно два типа γ→α –превращения: диффузионное и бездиффузионное.

Для получения мартенсита в железоуглеродистых сплавах необходимо обеспечить скорость охлаждения выше критической, которая для большинства сталей составляет 50–200°С/с. При плазменном упрочнении скорость охлаждения значительно превышает критическую и составляет 102–105°С/с. Таким образом, распад аустенита происходит по бездиффузионному механизму с образованием мартенсита, как показано на рисунке 2.8. Как уже отмечалось, при плазменном нагреве образуется неоднородный аустенит, и, как следствие этого, при охлаждении объемы с разной концентрацией углерода будут закаливаться по–разному.

а)

б)

в)

Рисунок 2.8 – Оптические снимки микроструктур в упрочненном слое различной дисперсности мартенсита колесной стали марки 2: а) – мелкоигольчатый мартенсит; б) – крупноигольчатый мартенсит; в) – смешанная структура закалки мартенсит – перлит

Диапазон температур, в которых происходит мартенситное превращение, существенно увеличивается. Превращение малоуглеродистого аустенита происходит при температуре 350–420°С с образованием мелкоигольчатого мартенсита. С ростом концентрации углерода температура мартенситного превращения снижается до 100°С с образованием пластинчатого мартенсита. Для охлаждения неоднородного аустенита требуются большие скорости охлаждения, по сравнению с однородным аустенитом (рисунок 2.9).

 

Рисунок 2.9. – Кривая охлаждения железа

 

При слишком больших скоростях охлаждения, свыше 105ºС/с повышается доля остаточного аустенита и появляется вероятность образования трещин.