Соболев В.В., Шиман Л.Н. Высокоэнергетическая обработка материалов. Сборник научных трудов

Подождите немного. Документ загружается.

Высокоэнергетическая обработка материалов

151

Рис. 2 – Схема динамической обработки материалов с двумя ускорите-

лями: 1 – крышка камеры; 2 – болты крепления крышки; 3 – корпус камеры;

4 – корпус кумулятивного заряда; 5 – кумулятивная воронка; 6 – детонатор;

7 – фокусирующая линза в виде сопла Лаваля; 8 – частицы порошка; 9 –

взрывчатое вещество (ВВ); 10 – столик для образцов; 11 – отверстие; 12 –

болты крепления корпуса к основанию и столику

Динамика взаимодействия газово-порошкового потока

при соуда-

рении с поверхностью мишени

Различные методы формирования покрытий на поверхности материала

основы сопровождаются изменением условий взаимодействия потока частиц

с обрабатываемой поверхностью. Это выражается изменением таких важных

параметров взаимодействия, как скорость соударения, температура и агре-

гатное состояние частицы и поверхности, угол встречи и т.д. Однако, в то же

время

существует реальная особенность, объединяющая самые различные

способы формирования покрытий на поверхности преграды, так как во всех

случаях взаимодействие сопровождается возникновением и распространени-

ем по материалу преграды и частицы ударной волны (УВ) высокой интен-

сивности (10-100 ГПа). Для описания и расчета (метод крупных частиц) [1,2]

динамики процесса разгона потока и развития процесса взаимодействия

наи-

более важными параметрами являются: среднее давление на поверхности об-

рабатываемого образца

Высокоэнергетическая обработка материалов

152

)(

.max

∑

, (1)

средняя плотность потока у поверхности взаимодействия

j.maxJ

axImi

∑

=ρ

, (2)

и средняя скорость

jax

axi

,Im

∑

. (3)

Однако, приведенные зависимости являются переменными и изменя-

ются в течении всего времени взаимодействия t. Основным параметром ха-

рактеризующим весь процесс в целом (не считая его длительности) является

энергия, передаваемая потоком вещества поверхности преграды при тормо-

жении. Предполагая взаимодействие потока с преградой неупругим и опре-

деляя среднюю энергию, сообщаемую затормозившимся потоком

вещества

преграде, запишем для нее на некотором n-ом временном шаге

zrjV

))1(

max,

∑

−ρ

ΔΔ

. (4)

Энергия, сообщаемая преграде в целом, может быть определена как

∑

−==

zrjEE

max,

)(

)1(

ΔΔ

, (5)

Безусловно,

является комплексной характеристикой процесса, инте-

гральным параметром потока будет его мощность P

∑

−

zrjE

max,

)(

)1(

ΔΔ

, (6)

Высокоэнергетическая обработка материалов

153

где n...N – количество ячеек, І...і – граничные условия (правая и левая грани-

цы размещения образца), ј – параметр определения N-й ячейки, ρ – плот-

ность, V – скорость, Δr – шаг сетки в радиальном направлении, Δz – шаг сет-

ки в осевом направлении, τ – время.

Материал преграды вблизи поверхности, где существует дополнитель-

ный неравновесный разогрев материала

вследствие энерговыделения на кон-

тактной поверхности частица – преграда разогревается до температуры Т

пл

(температуры плавления). В локальной зоне контакта происходит расплавле-

ние поверхностного слоя материала преграды и расплавление или химиче-

ское разложение частиц напыляемого порошка. В дальнейшем взаимодейст-

вие ионизированного газово-порошкового потока с преградой характеризует-

ся диффузией и массопереносом в материале преграды, который, по крайней

мере, в верхних поверхностных слоях мишени может

протекать по трем ос-

новным механизмам:

1-й – адсорбция, хемосорбция и проникание в процессе диффузии ио-

нов азота, углерода, кислорода плазмы в материал стальной преграды с обра-

зованием модифицированного поверхностного слоя [3];

2-й – массоперенос дискретных микрочастиц под действием инерцион-

ных сил в квазижидкий (расплавленный) материал преграды [4];

3-й – массоперенос путем полного

или частичного перемешивания ма-

териалов покрытия и

основы на атомарном (или молекулярном) уровне [3,5].

Массоперенос дискретных микрочастиц приводит к их прониканию [6].

Проникание частиц сопровождается потерей массы последних. Материал

частицы перемешивается в зоне канала с квазижидким, разупрочненным ма-

териалом преграды, создавая область, агрегатное состояние которой опреде-

ляется частичной или полной деструктуризацией. Есть основания утвер-

ждать, что именно наличие подобных областей

, а также зон высокой дефект-

ности вблизи канала и обуславливает собой значительное изменение механи-

ческих свойств

образца [7]. Передняя часть потока провзаимодействовав с

преградой, осаждает определенную долю частиц на его поверхности. Под

действием остальной части потока, формирующего ударные волны на по-

верхности преграды, происходит перемешивание материала нанесенного

слоя и приповерхностной части материала преграды, находящегося в нерав-

новесном состоянии. Данное перемешивание осуществляется на атомарном

уровне, что становится возможным в

результате термического и ударного ра-

Высокоэнергетическая обработка материалов

154

зупрочнения, расплавления или химического разложения материала прегра-

ды и

напыляемого порошка. Результаты такого перемешивания зависят от

параметров ударной волны, нагружающей границу контакта, физико-

механических характеристик материалов частицы и преграды, их состояния

перед взаимодействием и т.д.

Варианты обработки и некоторые свойства сталей, обработанных

потоком частиц и плазмы

Известно, что состав продуктов взрыва (ПВ) взрывчатых веществ (ВВ)

представляет собой смесь газообразных

и конденсированных веществ при вы-

соких давлениях и температуре. Подобные состояния типичны для неидеаль-

ной многокомпонентной и многофазной плазмы с малой концентрацией час-

тиц. Основную массу ПВ составляют газообразные продукты, образующиеся

при тепловом разложении ВВ элементного состава С

. В результате об-

работки стали 40, 45, 40Х высокоскоростными потоками частиц, ускоренных

энергией взрыва на поверхности формируется покрытие из частиц порошка и

защитные слои с измененными структурой и фазовым составом. Структура

поверхностного слоя, формирующаяся при обработке потоком неидеальной

плазмы взрыва, состоит из двух зон: подповерхностной — бесструктурной

(аморфизированной) в виде белой нетравящейся полосы

и диффузионного

подслоя с выделениями в объеме зерен игл нитридов Fe

N (рис. 3а).

Обработку образцов проводили по трем вариантам:

1-й вариант: обработка неидеальной плазмой взрыва с заполнением

кумулятивной воронки газообразующими органическими материалами.

2-й вариант: дополнительно к первому варианту в кумулятивную во-

ронку вводили до 25% от объема порошок SiC.

3-й вариант: обработка частицами порошка по схеме ускорения пото-

ка частиц

с реализацией процесса сверхглубокого проникания.

Различное сочетание вариантов позволяют проводить комплексную об-

работку материалов:

1-й вариант позволяет проводить модифицирование поверхности с по-

лучением структуры с аморфизированной прослойкой переходящей в нано-

(100-200 нм) и ультрамелкодисперсную (1-10 мкм) составляющие; быстро-

протекающие высокоскоростные процессы структурообразования, позволяют

зафиксировать аморфные и нано-дисперсные образования, избежать процес-

Высокоэнергетическая обработка материалов

155

сов нагрева до температуры рекристаллизации и кристаллизации аморфных

и наносоставляющих, в этом заключается одно из преимуществ технологий с

применением взрыва. В процессе обработки в результате одновременной ди-

намической диффузии в сталь азота и углерода, образуется слой с фазовым

составом карбонитридного характера. Зарегистрированы фазы: ε-Fe

2-3

(N, С),

γ и γ

-фазы, Fe

C, Fe

N. При этом увеличивается твердость и износостойкость

изделия, химическая стойкость. Этот способ целесообразно применять для

обработки готовых изделий: пары трения, (например плунжерных насосов

высокого давления и погружных насосов), деталей сложной формы изготов-

ленных из стали аустенитного класса типа нержавеющей 1Х18Н9Т приме-

няемой в насосах, работающих в агрессивных средах, содержащих

абразив-

ные частицы, примеси, соли и пр. В результате обработки предел текучести

такой стали повышается на 70%, а предел прочности на 20%, химическая

стойкость в растворах азотной кислоты увеличивается на 20-40%.

Поверхностный слой 1

Основа мишени

а – обработка плазмой;

х500

б – плазма + SiC; х500

Рис. 3. Строение поверхностного слоя сталей после обработки: а –

сталь 20; б – сталь 40Х; 1 – аморфизированная прослойка

Упрочнение металлов предлагаемым способом с использованием

взрывных веществ (неидеальной плазмы взрыва) является перспективной за-

дачей для повышения свойств деталей из марганцовистых сталей типа Г13Л.

Твердость поверхностного

слоя деталей из стали Г13Л повышается с

НВ = 175-180 до НВ = 400, причем сталь, упрочненная взрывом, обладает

большей пластичностью, чем после холодной прокатки, это характерно и для

Высокоэнергетическая обработка материалов

156

других сталей, например ударная вязкость стали Р6М5 после трехкратной

обработки повышается на 30-40%.

2-й вариант, при обработке поверхности сталей с добавлением в не-

идеальную плазму взрыва частиц порошка, кроме формирования модифици-

рованного слоя самой стали, как в 1-м варианте, на поверхность наносится

слой покрытия из материала порошка толщиной 30-40 мкм

на площади диа-

метром ~50-60 мм. Данным способом можно наносить покрытия из порош-

ков любых твердофазных и тугоплавких соединений на режущий инструмент

(карбиды, нитриды, оксиды), сопла горелок (диоксид циркония), сопла для

установок абразивной обработки материалов (карбиды Si, W, и др.).

3-й вариант, взрывное микролегирование металлических материалов

может быть использовано, как один из способов

упрочнения инструмента.

При проведении динамической обработки металлических материалов пото-

ком высокоскоростных частиц в результате кумуляции энергии в локальных

участках образца, образуются активные зоны, в пределах которых энергети-

ческое состояние атомов отвечает уровню, необходимому для разрыва преж-

них связей и образования новых. В результате обработки центральная об-

ласть мишени, подвергнутая действию

потока ускоренных частиц, в процессе

нагружения претерпевает однородную радиальную деформацию растяжени-

ем. За пределами потока частиц имеет место деформация сжатия. При этом в

матрице образуются зоны сильно разупорядоченного состояния, что позволя-

ет получить высокую подвижность атомов и высокую скорость проникания

частиц. Фиксируемая высокая степень дефектности материала может объяс-

няться высокими растягивающими

напряжениями в зоне проникания частиц.

После прохождения частиц происходит снижение давления в области позади

частиц за счет разгрузки, релаксации напряжений и удаления источника

внешнего давления. В результате под действием фонового давления стенки

материала за частицей начинают сжиматься. Металлическая матрица позади

частиц заполняет, образовавшиеся каналы, что приводит к их схлопыванию

(полному

или частичному. Рассмотрена возможность регулирования эффек-

тивности процесса динамического легирования за счет использования по-

рошков различного фракционного состава (табл. 1).

В материале, обработанном частицами порошка SiC, большинство час-

тиц в виде включений расположены по границам зерен (рис. 4б) и имеют фор-

Высокоэнергетическая обработка материалов

157

му неправильного четырехугольника с гладкими краями (≈70%). Кроме этого,

наблюдается различная ориентация блоков в зернах. Можно предположить,

что изменение ориентации произошло в результате деформации материала за

счет внедрения инородных частиц. В отдельных случаях в стальной матрице

вблизи включений наблюдается локальная деформация в виде сетки коротких

полос скольжения и микродвойников. В

локальных зонах матрицы, в области

включений, обнаруживаются

признаки рекристаллизацинных процессов, обу-

словленные появлением отдельных участков границ зерен и субзерен.

Таблица 1

Изменение дефектности в стали 45 в зависимости

от исходного размера частиц

Фракционный со-

став порошков, мкм

Средний диаметр включе-

ний, мкм

Плотность включе-

ний, шт/мм

Трехкратное нагружение

10-15 3,48

520

63-70 5,44

299

80-120 4,55

641

160-200 4,36

811

Однократное нагружение

63-70 4,2 82

а) исходный образец, х2500 б) обработанный частицами

порошка SiC, х2500

Рис. 4. Микроструктура образцов из стали 45

В образцах стали 45, подвергнутых динамическому легированию, на-

блюдаются следующие изменения:

Высокоэнергетическая обработка материалов

158

• последеформационное состояние характеризуется увеличением

плотности дефектов микроструктуры;

• наблюдается повышение протяженности границ исходных перлит-

ных зерен, обусловленное процессом деформации;

• зафиксировано образование новых границ в теле исходных зерен, ко-

торое может быть вызвано начавшимся процессом рекристаллизации.

При рассмотрении легирования в условиях проникания частиц в метал-

лические преграды следует обращать

внимание на значимость размерных па-

раметров частиц порошка. Установлено, что максимальная эффективность

сверхглубокого проникания наблюдается при использовании частиц порошка

размером 50 – 70 мкм.

Физико-механические свойства

Твердость. У низкоуглеродистых нелегированных сталей повышение

твердости при обработке незначительно: для стали 20, HV 200–300. У угле-

родистых улучшаемых сталей твердость составляет, для стали 40Х HV 350–

480. По сечению карбонитридного

беспористого слоя твердость практически

не изменяется, в области α-твердого раствора твердость плавно снижается с

увеличением расстояния от поверхности. Для получения на легированных

сталях типа 40Х карбонитридного слоя с высокой поверхностной твердостью

рекомендуется проводить дополнительную термообработку при следующих

режимах: для сталей 40Х, 40ХН 560-570°С, 1,5-2,5 ч. С повышением темпе-

ратуры (выше 570°

С) твердость уменьшается. Твердость быстрорежущих

сталей, при нагружении потоком частиц и неидеальной плазмой взрыва с по-

следующей термообработкой при 570°С в течение 7 мин увеличивается с HV

900 до НV 1100–1250. Распределение твердости по глубине диффузионного

слоя неравномерно. Максимальная твердость фиксируется в области перехо-

да от зоны соединений к диффузионной зоне и постепенно

уменьшается к

твердости сердцевины.

Износостойкость. Карбонитридная поверхностная зона сталей обра-

ботанных неидеальной плазмой не склонна к схватыванию с контактируемой

поверхностью, имеет низкий коэффициент трения, высокие противозадирные

свойства. Это предопределяет высокую износостойкость поверхностного

слоя обработанной стали в 1,4-1,8 раза выше, чем у исходной. Комплексный

анализ данных по интенсивности износа и ударной вязкости

показал, что из-

Высокоэнергетическая обработка материалов

159

менение мощности заряда существенно сказывается на этих параметрах.

Нашими исследованиями установлено, что оптимальным является заряд ам-

монита весом – 0,2 кг. Состав порошка для обработки (50%SiC, 50%Ni), при

которых ударная вязкость сохраняется на уровне 3-4 Дж/см

и одновременно

фиксируется наименьшая интенсивность износа (0,4 – 0,45, тогда как интен-

сивность изнашивания необработанного материала – 0,8).

Таким образом, в результате обработки поверхности, как конструкци-

онных, так и инструментальных сталей, потоками неидеальной плазмы и час-

тицами порошка, ускоренных энергией взрыва, происходит образование уп-

рочненного поверхностного слоя стали толщиной ~20-30 мкм и покрытия 30-

40 мкм, изменение фазового

состава, с образованием нитридных и карбонит-

ридных фаз. Неидеальной плазмой взрыва обрабатывали шарошки для дроб-

ления горных пород представленные на рис. 5, а).

а – шарошки б – резцы с легированными вставками

Рис. 5. Детали изготовленные с применением энергии взрыва

Вставки для шарошек и резцов (рис. 5,б) горнодобывающих машин,

изготовленные из инструментальной стали, обрабатывали высокоскоростным

потоком порошка карбида кремния.

Выводы

1. В результате обработки поверхности, как конструкционных, так и

инструментальных сталей, потоками неидеальной плазмы взрыва и частиц

порошка, происходит образование упрочненного поверхностного слоя тол

щиной ~30-40 мкм, изменение фазового состава, с образованием нитридных

и карбонитридных фаз.

Высокоэнергетическая обработка материалов

160

2. В результате экспериментов определена наиболее эффективная тех-

нологическая схема обработки образцов на основе стали Р6М5, что позволи-

ло получить материал с ударной вязкостью 3-4 Дж/см

и износостойкостью в

1,7-1,9 раза выше, чем у исходной стали.

Литература

1. Белоцерковский О.М., Давыдов Ю.М. Метод крупных частиц в газо-

вой динамике // Вычислительный эксперимент. – М.: Наука, 1982. – 334 с.

2. Белоцерковский О.М. Численное моделирование в механике сплош-

ных сред. – М.: Наука, 1984. – 352 с.

3. Разработать модель процесса обработки сталей высокоскоростным

потоком частиц порошка и неидеальной плазмы / Отчет "НИИ ИП с ОП

БГНПК ПМ НАНБ // Минск, 2004. – 17 с.

4. Зворыкин Л.О., Фальченко В.М. Подвижность атомов в металлах при

прохождении ударных волн // Применение высоких давлений для получения

новых материалов и создания интенсивных процессов химических техноло-

гий: Тез. докл. Ч.1. – Москва, 1986.– С. 23.

5. Сверхглубокое

проникание частиц порошка в металлическую пре-

граду в условиях переменного по ее толщине поля давлений / С.К. Андилев-

ко, О.В. Роман, С.М. Ушеренко, Г.С. Романов // Порошковая металлургия. –

1987. – Вып.11. – С. 6–11.

6. Анализ эффекта сверхглубокого проникания в условиях высоких

давлений / С.К. Андилевко, О.В. Роман, С.М. Ушеренко,

Г.С. Романов // Из-

менение свойств материалов под действием высоких давлений. Сб. научн.

трудов. – К.: ИПМ АНУССР, 1986. – c.134-138.

7. Ворошнин Л.Г., Горобцов В.Г., Шилкин В.А. Упрочнение быстроре-

жущей стали Р6М5 при динамическом микролегировании и термической об-

работке // ДАН БССР. – 1985. – Т. ХХ1Х,№1. – С. 57–58.