CC BY
12ВЦ| ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ
вания таких дефектов может быть обеспечено введением инокуляторов и дополнительным энергетическим воздействием на расплав.
Более серьезные проблемы возникают в случае лазерной сварки сплавов из легкоплавких металлов. Помимо формирования дендритной структуры и образования широкой зоны термического влияния имеет место переход отдельных компонентов сплава в газообразное состояние с образованием мелких и крупных пор [6]. Высокая химическая активность химических элементов, входящих в эти сплавы, требует особьх технологических мероприятий не только по исключению контакта расплавленного металла с воздушной атмосферой, но и исключению окисных пленок и адсорбированных молекул влаги на поверхности исходного материала. Оптимизация структуры и свойств материала сварных шеов при лазерной сварке алюминиевых сплавов может быть достигнута при использовании флюсов и дополнительного энергетического воздействия ультразвуковыми колебаниями, обеспечивающими облегчение выхода газовых Пузырьков.
Выводы
1. При разработке технологий поверхностного упрочнения слоев с использованием источников энергии высокой концентрации необходимо учитывать исходную структуру обрабатываемого материала как важнейший фактор, определяющий структуру и свойства формируемого поверхностного слоя. Недопустимой является грубая крупнозернистая структура с неравномерным распределением фаз и повышенно? концентрацией неметаллических включений в отдельных микрообъемах.
2. Использование источников энергии высокой концентрации в технологиях сварки гетерогенных металлических материалов или наплавке покрытий, восстанавливающих геометрию изделий приводит к появлению макродефектов в структуре материала после кристаллизации. Обе-
ТЕХНОЛОГИЯ
спечение структуры и свойств этих локальных объемов материала, соответствующих структуре и свойствам исходного, может быть достигнуто за счет дополнительного энергетического воздействия на материал в процессе кристаллизации в сочетании с дополнительной термомеханической обработкой.
Список литературы
1. Тушинский Л.И., Батаева Е.А. Влияние высокоскоростного нагрева на однородность CTpvKTypb« поверхностных слоев углеродистых сталей// Обработка металлов. - 2005. - № 4 (29). -с. 29-31.
2. Батаева Е.А., Кручинин A.M., Буров В.Г., Батаев A.A., Веселое C.B. Влияние микролегирования на структуру поверхностного слоя стали при высокоэнергетическом воздействии. Обработка металлов// Обработка металлов. - 2005. - No 3 (23). - С. 20.
3. Буров В.Г., Батаев A.A., Тюрин А.Г., Буров C.B., Веселое C.B., Батаев И.А. Влияние режимов предварительной хи-мико-тер\лической обработки на свойства стали, упрочненной покрытием на основе порошковой смеси WC-Co// Ползунсв-ский вестник. - 2005. - № 2. - С. 4-9.
4. Оришич A.M., Головин Е.Д., Буров В.Г., Батаев A.A., Афонин Ю В, Огнев А.Ю. Особенности формирования сварных швов при лазерной сварке углеродистых сталей// ОЬраЬотка металлов. - 2005. - № 4 (29). - с. 13-14.
5. Огнев А.Ю, Буров В.Г., Черепанов А.Н. Лазерная сварка хромоникелевых сталей. Материалы 4-й Всероссийской научно-практической конференции «Проблемы повышения эффективности металлообработки в промышленности на современном этапе» (Новосибирск, 23 марта 2006 г.). - Новосибирск: Изд-во НГТУ, 2006. - С. 207-209.
6. Оришич A.M., Батаев И.A., Bvpoe В.Г., Батаев A.A., Афонин Ю В., Шихалев Э.Г. Причины охрупчивания сварных швов при лазерной сварке алюминиевых сплавов// Обработка металлов. -2005. - №4(29). -с.8 -10.
РАСЧЕТ СКОРОСТИ РОСТА АУСТЕНИТА ПРИ НАГРЕВЕ СТАЛЕЙ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ КОНЦЕНТРИРОВАННЫХ ИСТОЧНИКПН НАГРЕПА
В. В. ИВАНЦИВСКИЙ, доцент, канд. техн. наук, НГТУ, г. Новосибирск
При использовании концентрированных источников нагрева для поверхностной закалки сталей особая роль в области назначения режимов обработки отводится решению вопроса прогнозирования глубины упэочненного слоя. При этом определяющим с точки зрения выбора режима нагрева является процесс образования аустени-та, состав и размер зерен которого определяют последующую в процессе охлаждения структуру маэтенсита. В этом случае режим нагрева должен быть подобран таким образом, чтобы длительность нагрева была достаточной для завершения процесса аустенитизации на необходимой глубине материала. Осуществление данного подхода
в настоящее время происходит путем последовательного моделирования сначала тепловых процессов, а затем процессов аустенитизации сталей.
Одна<о в отличие от решения тепловой задачи, численное решение которой не вызывает больших затруднений, моделирование процесса аустенитизации стали, встречающееся в технической литературе, осуществляется по разным методикам. Это связано, прежде всего, с выбором механизма образования и роста аустенита. Наибольшее распространение при моделировании процесса аустенитизации стали в условиях скоростного нагрева получил так называемый диффузионный механизм.
12 1 №4(33)2005
ТЕХНОЛОГИЯ
ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ
Диффузионный (флуктуационный, нормальный) механизм предполагает, что зародыш новой фазы равновесного состава возникает за счет флуктуаций и растет путем неупорядочных перемещений отдельных атомов от старой решетки к новой. Согласно этому подходу, скорость роста аустенитного участка, скорость перемещения его границы в сторону феррита и цементита (х), определяется уравнением
0 = 0(7)
(1
где Дс***, Аск^ - разница концентраций углерода на границе аустенит-фвррит (А/Ф) и цвментит-аустенит (Ц/А); О - коэффициент диффузии, являющийся функцией от_емпературы Т.
В работе [1], посвященной изучению скоростной аустенитизации стали, была предложена более простая формула для расчета линейной скорости роста аустени-та исходя из диффузионной модели его образования:
Щт) Кгх
(2)
где К = 230°С - угловой коэффициент. Коэффициент К
(т - время, за
учитывает соотношение концентрации сА™
/ \ симости от функции Крампа Ф —. Х
К/ОГГ)^
которое фронт аустенита продвинется на расстояние х).
Ав_оры работы, изучая неизотермические параметры скорости зарождения и роста аустенита, сделали вывод, что для этих целей можно использовать уравнения изотермического процесса кристаллизации А.Н. Колмогорова. Однако при этом вводится понятие эффективного коэффициента диффузии, впервые предложенного И.Н. Кидиным
О
О
(3)
Следовательно, согласно диффузионному подходу образования аустенита скорость его роста прогрессивно и обычно очень резко возрастает с повышением температуры, поскольку с температурой увеличивается коэффициент диффузии О и уменьшается разность пограничных концентраций Дс как на границе А/Ф, так и на границе Ц/А (или карбид-аустенит). При этим нерван разнишь уменьшается более резко, чем вторая, в результате чего скорость роста аустенитного участка в сторону феррита больше, чем в сторону цементита.
Температурный интервал получения стабильного по составу аустенита неизбежно должен смещаться вверх при увеличении скорости нагрева, поскольку при температурах немного превышающих значение критической
точки А, близки к нулю и скорость образования зародышевых центров аустенита, и скорость их роста. Однако при этом существует вероятность, что при достаточно высоких скоростях нагрева диффузионные процессы не успевают завершиться даже при температурах выше 900*С. При этом, согласно диффузионной модели образования аустенита, становится возможным бездиффузионное полиморфное превращение а-железа в у-железо и образование аустенита в результате следующего за а -> у-превращением растворения карбидов в у-железе.
Однако в работе [2] представлен подробный обзор данной проблемы в технической литературе, из которого следует, что существует много экспериментальных исследований, в которых удалось зафиксировать аусте-нит, возникший в интервал© температур 730...750 °С с концентрацией углерода меньше равновесной, что не может быть объяснено с позиции диффузионной модели образования аустенита. На основании этого делается вывод, что зарождение аустенита осуществляется по бездиффузионному механизму.
Бездиффузионный (сдвиговой, мартенситный) механизм а у-презращения предполагает возможность образования у-фазы путем кооперативного упорядочного смещения атомов, приводящее к перестройке решетки железа при переходе через Асг
Согласно этому подходу скорость роста аустенита может быть определена по зависимости [3]
(4)
где ДГ0 - изменение свободной энергии при образовании единицы объема новой фазы; с/ - диаметр атома металла растворителя; Ь - постоянная Планка; 0О - температура Дюбая. Причем автор работы [3], изучая изотермический распад аустенита в углеродистых сталях, делает вывод, что с определенного момента роста аустенитного участка происходит изменение определяющего звена процесса: со сдвигового на диффузионный.
Проведем сравнение зависимостей скорости роста аустенита (6) от температуры нагрева исходя из разных подходов на примере нагрева стали УЗ (рис. 1).
Из анализа данных зависимостей видно, что действительно скорость роста аустенитного участка по диффузионной модели (кривая 1) при температурах начала процесса аустенитизации стали ниже, чем по сдвиговой схеме (кривая 3). Однако в области высоких температур икирои I ь рои I а ауиIени Iа Iю диффузионной модели резко возрастает в основном за счет того, что с повышением температуры непрерывно уменьшается значение с4т|п, а следовательно, и уменьшается необходимая для образования аустенитного зародыша флуктуация по углероду. На основании данной зависимости (1) можно предположить, что в областях температур 900°С все же происходит не смена механизмов образования аустени-
№4(33)2006 13
ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ
та (согласно диффузионной модели), а лишь достижение максимальной скорости его развития. Именно этот момент и фиксируется на термических кривых в виде "площадки" [2].
в, мц/с 0,06 0,05 0,04 0,03 0,02 0,01
А
7\>
Т,°С
730 760 770 790 810 830 850 870
Рис. 1. Зависимости скорости роста аустенитного зерна от температуры на-рева, полученные по различным зависимостям: 1 -уравнение (1); 2- уравнение (2) с учетом уравчении (3); 3 - уравнение (4)
Анализируя поведение кривой 2 (рис.1), следует обратить внимание на то, что, как отмечают авторы, погрешность в такой модели расчета тем меньше, чем выше температура нагрева. То есть при низких температурах аустенитизации стали расчет скорости роста аустенита сопровождается большими погрешностями.
На основании анализа данных зависимостей можно констатировать, что в областях температур, близких к температуре А^ ведущим механизмом образования аустенита несомненно является диффузионный. Этим можно во многом объяснить то, что при исследовании высокоскоростных процессов нагрева, свойственных обработке с использованием концентрированных источников нагрева, при которых поверхностный сгой металла разогревается до высоких температур, использование диффузионной модели роста аустенита позволяло получить достаточно хорошие результаты, сопоставимые с экспериментальными данными.
Однако в более глубоких слоях (в переходной зоне) реализуются термические циклы, максимальная температура у которых незначительно превышает температуру начала фазовых переходов. В этих условиях диффузионная активность углерода ограничена и нельзя исключать возможности образования аустенита по сдвиговой модели.
Так на рис. 2 представлен термический цикл, реализованный при поверхностной закалке вневакуумным электронным пучком стали У8 на глубине 1,2 мм. Исходная структура стали - пластинчатый перлит с меж-пластинчатым расстоянием 0,88 мкм. Моделирование процесса аустенитизации стали [4] согласно данному термическому циклу показало, что по диффузионной модели образуется 2,7 % аустенита, а согласно сдвиговой модели - 27 %, на порядок больше. Исходя из того, что согласно сдвиговому механизму образования аустенита возможно получение низкоуглеродистого аустенита, и
■ИИ^ШЯ^^ЖвШШЖШ^^^^ИЕхнология
на основании анализа скоростей охлаждения в интервале температур наименьшей устойчивости аустенита и мартенситного образования, установлена возможность образования порядка 18% неоднородного по углероду мартенсита. Следовательно, исходя из диффузионной модели роста аустенита, данный слой материала не подвергся упрочнению, а по сдвиговой схеме - его можно отнести < переходному слою: между упрочненным слоем и слоем с исходной структурой.
т. с
Рис.2. Термический цикл нагрева стали У8 при температурах фазовых переходов: удельнаи мищ-кхльна! рева -4-10' В|/мг', скорость движения источника - 45 мм/с; размер источника - 26 мм
Проведенный анализ экспериментальных исследований с использованием оптической металлографии и исследований распределения микротвердости по глубине упрочненного слоя показал, что данный слой материала характеризуется средней микротвердостью порядо НУ100 - 3700 МПа, при максимальной твердости упрочненного слоя Я1/100~ 8300 МПа и твердости исходного материала Н\/юо ~ 2600 МПа. На основании чего можно сделать вывод, что данный слой материала все же претерпел определенные структурно-фазовые превращения и должен содержать порядка 20% мартенсита с различным содержанием углерода.
Исходя из вышеизложенного, предлагается считать, что при переходе через температуру АС1 механизм а -» у превращения осуществляется посредством сдвигового механизма. Возникший участок метастабильного малоуглеродистого аустенита затем насыщается углеродом за счет растворения карбидов и диффузии углерода от карбидной частицы в аустенитный зародыш. При достижении на границе аустенит - феррит концентрации Ст,п происходит смена механизма образования аустенита со сдвигового на диффузионный.
Избыточные фазы (феррит, цементит) осложняют а —» у превращение взаимодействием с образовав шимся аустенитом, уменьшая конечную концентрацию углерода в доэвтектоидной стапи, и повышая ее в заэв-тектоидной.
Вывод. Предложен новый алгоритм расчета скорости роста аустенита стали, который отличается от известных тем, что предусматривает возможность смены механизма образования и роста аустенита с бездиффузионного
14 №4(33)2006
ТЕХНОЛОГИЯ
на диффузионный в зависимости от температуры нагрева, что в свою очередь позволяет повысить точность прогноза величины переходного слоя.
Список литературы
1. Физические основы электротермического упрочнения стали / В.Н. Гриднев, Ю.Я. Мешков, С.П. Ошкодеров, В.И.Тре-филов. - Киев: Наукова думка, 1973. - 335 с.
ОБРАБОТКАШ^МНИН^М \
2. Дьяченко С С. Образование аустенита в железоуглеродистых сплавах. - М.: Металлургия, 1982. - 128 с.
3. Любов Б.Я. Кинетическая теория фазовых превращений. - М.: Металлургиздат, 1962. - 263 с.
4. Иванцивский В.В. Поверхностное упрочнение стали электронно-лучевой обработкой в атмосфере // Известия Тульского государственного университета / Серия электро-физико-химические воздействия на материалы. - 2004. - Вып. 5.-С. 96- 107.
ОСОБЕННОСТИ ПРОЦЕССА ДОРНОВАНИЯ ОТОЕРСТИЙ МАЛОГО ДИАМЕТРА 0 ТОЛСТОСТЕННЫХ ВТУЛКАХ, ВЫПОЛНЯЕМОГО
С БОЛЬШИМИ НАТЯГАМИ
В.Ф. СКВОРЦОВ, доцент, канд. техн. наук, А.Ю. АРЛЯПОВ, доцент, канд. техн. наук,
И. С. ОХОТИН, асп., ТПУ, г. Томск
Как показано в работе [1], дорнование отверстий малого диаметра (сМ...3 мм) является эффективным методом их отделочной обработки в толстостенных заготовках {Do/do>3, где Dj do - соответственно наружный диаметр и диаметр отверстия заготовки до дорнования). При использовании больших натягов (до 0,1 do) дорнование отверстий можно осуществлять непосредственно после их сверления, обеспечивая высокую точность и качество поверхностного слоя [1]. Вместе с тем процесс дорнования отверстий малого диаме i ра ь толе i ос i енных втулках, выполняемый с большими натягами, изучен недостаточно. В частности, в литературе практически нет сведений о закономерностях формообразования необрабатываемых поверхностей втулок в процессе дорнования отверстий, что сдерживает его применение на практике.
Исследования проводили на втулках из стали 20 (HB 1310 МПа) с диаметром отверстий с/о=2,16 мм и высотой Lo от 8 до 40 мм. Наружньй диаметр втулок Do варьировали в пределах 5... 14 мм [DJd = 2,3...6,5). На кромках отверстий под углом 45* к их оси выполняли фаски эаз-мером около 0,1 мм. Принятая технология изготовления втулок обеспечивала их высокую точность и малую шероховатость поверхностей. Особое внимание было уделено обработке отверстий. Их точность соответствовала JT6, а шероховатость поверхности - R <0,3 мкм. После механической обработки втулки подвергали вакуумному отжигу при температуре 700°С в течение часа. Это полностью снимало деформационное упрочнение и остаточные напряжения, вызванные механической обработкой.
Дорнование отверстий выполняли по схеме сжатия однозубыми прошивками из твердого сплава ВК8 с помощью специального приспособления [1] на испытательной машине ИР 5057-50. Углы конусов прошивок
составляли 6°, ширина соединяющей их цилиндрической ленточки - около 2 мм. Натяги дорнования доводили до 0,15сУо, скорость дорнования была 0,05 м/мин. В качестве смазочного материала при дорноваг-ии использовали жидкость МР-7.
Р, кн 4 3 2 1
0
2 3 4 5 6 ДЧ
Рис. 1. Зависимость деформирующего усилия при одноцикловом дорновании от отношения наружного диаметра втулки к диаметру отверстия:
1 - а/с/о = 0,045; 2 - а/с*о = 0,096; 3 - а/с/о = 0,15
В ходе экспериментов фиксировали деформирующие усилия и размеры втулок, а также погрешности формы их поверхностей. Усилия определяли с помощью динамометрического устройства испьтательной машины с точностью ±10Н. Измерения диаметров отверстий и погрешностей их формы выполняли на компараторе с перфлектометром фирмы «¿.е/'£г» (Германия) с ценой деления 0,0002 мм, диаметров наружных поверхностей и погрешностей их формы - на вертикальной оптиметре
№4(33) 2006 Ш 15
