Методология разработки технологий химико-термической обработки на основе моделирования диффузионных процессов (1024694), страница 29

Просмтор этого файла доступен только зарегистрированным пользователям. Но у нас супер быстрая регистрация: достаточно только электронной почты!

Текст из файла (страница 29)

Вместес тем, как следует из распространенного опыта применения ХТО дляповышениясопротивлениязаеданию,положительныйэффектот198упрочненияматериалазубчатойпередачикратнопревосходитотрицательный эффект от ухудшения его тепловых характеристик [265].Вышеизложенныефизическиеположенияформализоваливприкладном программном средстве, посредством которого численнорешали уравнение (2.29-2.29в) в начальных и граничных условиях сучетом влияния физических характеристик материалов зубчатых колес.Полученные результаты подставляли в выражение (2.31).Результаты расчета теплового режима трибологических пар повышеуказанным методам сопоставили с представленными в работе [303]результатами экспериментального изучения процессов заедания зубчатыхпередач из комплексно-легированных теплостойких сталей 12Х2НВФА и16Х3НВФМБ-Ш, подвергнутых цементации.Результаты сопоставления экспериментальных и расчетных данных,соответствующихНаблюдаетсямоментузаедания,представленывтаблице 2.4.удовлетворительное совпадение экспериментальных ирасчетных значений температуры в приповерхностной зоне сопряженныхзубчатых колес в момент заедания, дающее возможность использоватьрасчетныерезультатыдляанализавероятностивозникновениясхватывания [265].Экспериментально определить температуру в области адгезионногоконтакта, а также количество возникающих адгезионных связей поочевидным причинам затруднительно.

Вместе с тем, полученныерасчетные значения мгновенных температур для сталей схожего состава,находившихся в существенно отличающихся условиях нагружения:исходные температуры среды различались на 100 °С, а нагрузки,приводящие к заеданию – более чем на 20 %, оказались весьма близки.Причем для более теплостойкой стали 16Х3НВФМБ-Ш мгновеннаятемпература в момент заедания оказалась выше, чем для менеетеплостойкой. Расчетные значения доли атомов металлической матрицы,участвовавшихвобразовавшихсяадгезионныхсвязях,вызвавших199заедание, также оказались соизмеримы между собой.

При этом длясхватывания зубчатых колес из более прочной стали 16Х3НВФМБ-Шпотребовалось возникновение более сильной адгезионной связи. Данныеобстоятельства свидетельствуют о соответствии разработанной моделисуществующим научным представлениям о природе заедания.Таблица 2.4 – Экспериментальные и расчетные значения величин,характеризующих вероятность заедания в зубчатом зацепленииСтальТемпература поверхностизубчатых колес в моментзаедания, °С12Х2НВФА 16Х3НВФМБ-ШЭксперимент [302]260360Расчет2743634644850,340,59Расчетное значение мгновенной температуры Tв области адгезионного контакта в момент заедания, °СРасчетное значение доли атомов поверхности,участвующих в образовавшихся на моментсхватывания адгезионных связяхПридинамикупомощиизмененияразработаннойтемпературырасчетноймодели(рисунок 2.22)иисследовалиобразованияадгезионных связей (рисунок 2.23) при нагружении вышеуказанныхзубчатых колес из теплостойких сталей вплоть до момента заедания всоответствии с принятыми в работе [302] условиями эксплуатации.Проведенные расчеты показали, что зависимости мгновенной температурыи десятичного логарифма от доли образующихся за единичный контактадгезионных связей от значений удельной нагрузки близки к линейным.200Рисунок 2.22 – Зависимость температуры трибологической поверхностиот значений удельной нормальной нагрузки: 1 – сталь 12Х2НВФА;2 – сталь 16Х3НВФМБ-ШРисунок 2.23 – Зависимость доли образующихся за единичный контактадгезионных связей Na от значений удельной нормальной нагрузки:1 – сталь 12Х2НВФА; 2 – сталь 16Х3НВФМБ-Ш201Вместе с тем, дляменее теплостойкойстали 12Х2НВФА,обладающей также сравнительно низкими прочностными свойствами,характернаболеекрутаязависимостьколичествавозникающихадгезионных связей от контактного напряжения.

Поэтому, при увеличениинагрузки в зубчатой передаче из этой стали, происходит резкий переход вкритическую стадию трибологического процесса, сопровождающуюсялавинообразным ростом числа адгезионных связей и приводящую кзаеданию [295].Сталь 16Х3НВФМБ-Ш, несмотря на более тяжелые изначальноусловияэксплуатации–подачувзацеплениемаслаисходнойтемпературой на 100 °С выше, обеспечивает наиболее высокий уровеньбезопасности по критерию предотвращения схватывания. Причиной такогопреимущества, предоставляемого применением более теплостойкой стали16Х3НВФМБ-Ш, является способность комплексно-легированной стали,подвергнутой цементации, сохранять высокую твердость при болеевысокихрабочихтемпературахи,следовательно,сопротивлятьсявозникновению и развитию пластической деформации в приповерхностнойзоне зубчатого колеса.

Кроме того, необходимо отметить, что наповерхности диффузионного слоя стали 16Х3НВФМБ-Ш присутствуетизбыточная карбидная фаза, в значительно больших объемах, чем в стали12Х2НВФА. Карбиды, за счет более высокой твердости и температурыплавления, экранируют твердорастворную область, препятствуя развитиюсхватывания.В этой связи, практическое использование разработанной моделиоткрывает возможность рационального выбора материала и способа егоупрочнения для проектируемых зубчатых передач на основе оценкитеплостойкости конкретной стали.2022.6 Оценкавлиянияподвергнутыхнасыщенностицементациииифазовогокомбинированнойсоставаслоев,химико-термическойобработке, на статическую прочностьКак показано выше, влияние карбидных фаз, особенно цементитноготипа, носит не однозначный характер. С одной стороны, их большоеколичество способно существенно повысить сопротивление абразивному иадшезионному изнашиванию, с другой – они обладают свойствомвыступать в качестве концентраторов напряжений и стимулировать, темсамым, зарождение усталостных трещин.

Кроме того, большая частьактивной карбидной зоны удаляется с поверхности зубчатого колеса пришлифовании, что влечет уменьшение количества карбидов на поверхностииснижениеспособностислоясопротивлятьсяизнашиваниюисхватыванию.В этой связи, представляется целесообразным рассмотреть вопрос оприменении в качестве завершающей операции ионного азотирования,которое вместе с предварительной вакуумной цементацией образуеткомбинированную термическую обработку. В этой связи, в целях провелипредварительныйанализдополнительногоупрочнениязасчетзавершающего азотирования путем оценки по известным теоретическимформулам предела текучести, значения которого, как известно, находятся вдостаточно хорошей корреляции с пределом прочности и, соответственно,с твердостью.Послецементацииприповерхностнаязонаиполнойдиффузионноготермическойслояобработкитеплостойкойстали,легированного хромом, молибденом, вольфрамом, ванадием и другимисильнымикарбидообразующимиэлементамиимеетдвухфазнуюструктуру, которая представляет собой смесь мартенсита и частицкарбидов (см.

рисунок 2.7). По данным рентгеноструктурного анализаосновными являются карбиды цементитного типа – Me3C. Кроме того,203присутствуют мелкодисперсные специальные карбиды указанных вышеэлементов. Твердость и прочность такой структуры определяетсяаддитивным вкладом каждой из этих фаз [255].Так, интегральный предел текучести на сдвиг равен: 0, 2   0М, 2   0Ц, 2   0К, 2 ,(2.40)где τМ0,2 – предел прочности на сдвиг мартенсита; τЦ0,2 – предел прочностина сдвиг цементита; τК0,2 – предел прочности на сдвиг специальныхкарбидов.Прочность мартенсита определяется, как известно, содержанием внем углерода.

При концентрации углерода более 0,4-0,5 % временноесопротивление разрыву мартенсита МВ = 1740 МПа, предел текучести нарастяжение – М0,2 ≈ 1300 МПа [190 и др.] и, соответственно, на сдвиг –τМ0,2 ≈ 650 МПа.Вклад цементитной фазы зависит от объемной доли частиц карбидовцементитного типа и их упругих свойств. Для расчета влиянияцементитной фазы на изменение напряжения пластического теченияиспользовали модель Анселла-Ленела [279, 283]: 0Ц, 2 V3Ц / 31G',14c 30,82  VЦ / 3 (2.41)где G' – усредненный модуль сдвига карбидов цементитного типа, МПа; с– некоторая постоянная (с = 30); VЦ – объемная доля цементита, %.С учетом анизотропии упругих свойств модуль упругости цементитав расчетах приняли как среднее арифметическое значение его модулейупругости по трем кристаллографическим направлениям, составляющим140, 150 и 300 ГПа [278].

Среднее значение модуля упругости цементита:E’=190 ГПа. Отсюда: G' = E'/2,6 = 72 ГПа.204Объемная доля цементита после снятия припуска на шлифованиесоставляет около 5-10 %, в среднем – 7,5 %. Тогда, согласно (2.41),τЦ0,2 = 334 МПа.Упрочнение вследствие огибания дислокациями некогерентныхчастиц специальных карбидов согласно модели Орована рассчитывали поформуле [85, 279, 283]:К Ор 0,85G"b   2r  ln ,2 (  r ) 2b (2.42)где b – вектор Бюргерса матрицы (b = 0,25 нм [279]); r – средний радиусчастиц карбидов (r = 0,25 мкм); G" – усредненный модуль сдвига; – энергетический коэффициент, равный:1   0,51 ; 1   (2.43) – расстояние между центрами частиц карбидов, равное:3r,3VК4(2.44)где VК – объемная доля специальных карбидов, учитывая переход частисильных карбидообразующих элементов в цементит VК ≈ 2,5 %.Значение G" определяли, как среднее значение модуля сдвигаспециальных карбидов, присутствующих в теплостойкой стали типаВКС-5, по литературным данным (таблица 2.5), G" ≈ 185 ГПа.ВрезультатеτК0,2 = 50 МПа.расчетаСогласнопо(2.40):формулам(2.42-2.44)τ0,2 = 1071 МПа;отсюдаполучили:следует:0,2 = 2τ0,2 = 2142 МПа.Послезавершающегоионногоазотированияформула(2.40)приобретает вид: 0, 2   0М, 2   0Ц, 2   0К, 2   0Н, 2 ,(2.45)205Таблица 2.5–Значениямодулейнормальнойупругостисильныхкарбидообразующих металлов, входящих в состав теплостойких сталейКарбонитридМодуль нормальной упругости, ГПаИсточникWC630[308]WNоколо 430[309]MoC385[310]Mo2C530[309]MoNоколо 420[309]VC441[308]VN382[310]NbC518[308]NbN493[311]Cr7C3около 320[310]Cr23C6около 319[310]CrN330[311]Cr2N360[309]где τН0,2 – вклад наноразмерных частиц специальных нитридов (радиусr ≈ 15-20 нм [89]) складывается из двух компонентов: упрочнениевследствиесопротивленияихсрезудислокациямиивследствиенесоответствия модулей упругости частиц и мартенситной матрицы помодели Келли.

При дальнейших расчетах принимаем, что VН – объемнаядоля нитридов (переходом части сильных карбидообразующих элементовиз карбидов в нитриды пренебрегаем с учетом того, что данный эффектпроисходит, как правило, по механизму in situ), равна примерно 0,5-1,0 %.Упрочнение вследствие сопротивления дисперсных частиц срезурассчитывали по формуле [279]:Н Ср r,2 b(2.46)где  – удельная энергия поверхности раздела (в Дж/м2), образующейся присрезе, которая равна:206  0,3  10 5 G" b" ,(2.47)где G” – модуль сдвига специального нитрида (G” принимали равным всреднем 158 ГПа при E” = 380 ГПа, который получили путем усредненияэкспериментальных значений модулей нормальной упругости нитридовмолибдена, хрома, вольфрама, ванадия и ниобия (см. таблицу 2.5), икоэффициенте Пуассона  = 0,2); b” – вектор Бюргерса дислокации вкристалле нитрида (b”  1,5b, согласно [279]).Врезультатерасчетапоформулам(2.46-2.47)получили:модулейупругостиτНСр = 143 МПа.Упрочнениевследствиенесоответствиянаноразмерных частиц и мартенситной матрицы по модели Келлирассчитывали по формуле [312, 313]: КН G"G  3G"G  4 2  Gb 12 r 0,8  0,143 ln  b  32rVН ,(2.48)где G – модуль упругости на сдвиг мартенситной матрицы, G = 79 ГПа.Отсюда следует: τНК = 229 МПа.Тогда τН0,2 = τНСр+ τНК = 372 МПа.Вычисляя по формуле (2.45), получили: τ0,2 = 1443 МПа; отсюдаследует: 0,2 = 2τ0,2 = 2886 МПа.Такимобразом,нормальныйпределтекучестикомплексно-легированной стали вследствие проведения дополнительно ионногоазотирования вырос примерно на 35 %.

Характеристики

Список файлов диссертации