Методология разработки технологий химико-термической обработки на основе моделирования диффузионных процессов (1024694), страница 30

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

Текст из файла (страница 30)

Данное число представляетсявозможнонесколькозавышенным в тоймере, насколькоточныиспользованные модели, а особенно принятые исходные данные длярасчета (особенно VК и VН, точные значения которых определитьзатруднительно даже на основе тонких экспериментальных исследований,а также, как следствие, G"), однако общую тенденцию оно отражает.Согласно приближенной формуле, предложенной D. Tabor: H ≈ 30,2,приведенной в [314], где H – твердость в МПа. Таким образом, при2070,2 = 2886 МПа ожидается твердость, приблизительно равная 66 HRC, чтопредставляется вполне реалистичным.Для сравнения, выше, в подразделе 1.4.1, приведены данныеР. Гороцкевича и сотрудников (Польша) о достижении в результате такойкомбинированной обработки комплексно-легированной стали твердостиповерхности, равной 70 HRC (1100 HV) [141].

При этом, безусловно,определяющим фактором является количество в стали легирующихэлементов, способных образовать высокопрочные карбиды и нитриды – впервую очередь W, затем Mo, V, Nb, несколько в меньшей степени Cr.Такимобразом,проведениекомбинированнойХТОвместоцементации является эффективным средством повышения несущейспособности диффузионного слоя.Следуетотметить,какотмеченовыше,мелкодисперсныекогерентные нитриды, для которых характерно перерезание дислокациямивместо огибания, практически не обеспечивают рост циклическойпрочности [51]. В этой связи, данный вид термообработки следуетприменять в целях одновременного повышения глубинной усталостнойпрочности цементацией и износостойкости (как абразивной, так иадгезионной) поверхности азотированием.2.7 Выводы по главе1.

Разработана методика оптимального выбора способа химикотермическойтребованийобработкикнаосноведиффузионномуслоюустановленияпопредварительныхобеспечениюконтактнойдолговечности высоконагруженных зубчатых колес.2. На основе уточнения соотношений дислокационной теориипредела усталости, учитывающего формирование сложной карбидной(карбонитридной) фазы в комплексно-легированных теплостойких сталях,208разработаныадекватныеэкспериментальнымданнымсоотношения,связывающие насыщенность диффузионного слоя указанных сталей спределами усталости при контактном и изгибном нагружении.3.

Путеманализарезультатовчисленныхрасчетовуточненызависимости приведенных контактных напряжений в приповерхностнойобласти упрочненного слоя зубчатых колес от коэффициента трения, в томчисле в условиях "масляного голодания". На основе полученныхрезультатов обоснованы закономерности преимущественного механизмазарождения усталостно-контактной трещины на поверхности или подупрочненным слоем в зависимости от температурных и трибологическихфакторов в зубчатом зацеплении.4. Получены новые регрессионные соотношения, связывающиенасыщенность, содержание карбидной (карбонитридной) фазы, твердостьповерхности и износостойкость цементованных (нитроцементованных)слоев теплостойких сталей, отражающие линейную зависимость междууказанными характеристиками, экспериментально установленную длякомплексно-легированной стали при объемной доле карбидной фазы до50 %.5.

Разработанадекватныйэкспериментальнымрезультатамчисленный метод расчета зубчатой передачи на сопротивление заеданию,основанный на решении тепловой задачи в зубчатом зацеплении иэнергетическом подходе к адгезионному взаимодействию сопряженныхповерхностейвтрибологическомсопряжениивзависимостиотпластической деформации.6. Выполнена оценка влияния мартенситного и карбонитридногоупрочнения при цементации и комбинированной химико-термическойобработке на несущую способность диффузионных слоев, на основаниикоторой сделан вывод о целесообразности применения комбинированнойХТО комплексно-легированных теплостойких сталей при особо тяжелыхусловиях эксплуатации зубчатых передач.209ГЛАВА 3.

МАТЕМАТИЧЕСКИЕ МОДЕЛИ ВАКУУМНОЙ И ИОННОВАКУУМНОЙЦЕМЕНТАЦИИБЕЗУЧЕТАОБРАЗОВАНИЯКАРБИДНЫХ ФАЗ3.1 Структура математической модели вакуумной цементации без учетаобразования карбидных фазПри вакуумной цементации углеродистых сталей типа стали 20,низколегированныхтипастали20Хисреднелегированныххромоникелевых сталей, в которых содержание хрома ограничено1,0-1,5 % (вне зависимости от содержания никеля), насыщение углеродомпроисходит без образования заметного количества карбидных фаз заисключением образования цементитной фазы на поверхности с частичнымпроникновением цементита в виде сетки в приповерхностную область пограницам зерен, которая является недопустимым дефектом.

В этой связи,на практике концентрацию углерода на поверхности таких сталей прицементации ограничивают 0,7-0,8 % по массе.Вслучаенасыщенияуглеродомэкономно-легированныххромоникелевых сталей с небольшим содержанием (в пределах десятыхдолей процента) сильных карбидообразующих элементов (Mo, V и др.), встали образуются незначительное количество карбидов на базе указанныхэлементов. Указанные карбиды выполняют роль стоков углерода, учеткоторых (если он требуется по соображениям точности) при расчетеконцентрационных кривых аналогичен стоку насыщающих элементов вкарбиды цементитного типа.При разработке модели вакуумной цементации в твердорастворнойобласти концентрации углерода использовали кинетическое уравнениедиффузии углерода в аустените (II закон Фика), которое в одномерномпредставлении имеет вид [119, 226, 315]:210CC CC   DC;x x (3.1)где x – расстояние от поверхности;  – время от момента начала процесса;СС = CС(x,) – концентрация углерода на расстоянии x от поверхности вмомент времени ; DС = DС(CС, T) – коэффициент диффузии углерода ваустените, зависящий от концентрации углерода и температуры T.В качестве выражения коэффициента диффузии углерода применялипараметрическую зависимость Вэллса-Мела (C.

Wells и R.F. Mehl) [316] вформе: 131000 DC  0,07  0,06CC exp ;RT (3.2)где R – универсальная газовая постоянная.Учитывая небольшое их содержание в низколегированных сталях,влияние основных легирующих элементов – хрома и никеля – на скоростьдиффузии учитывали путем введения дополнительных термодинамическихкоэффициентовfMeC,легированиякоторыеравныотношениюкоэффициента активности углерода в легированном железе (входящему ввыражение закона Генри) к коэффициенту активности углерода в чистомжелезе [317]:DC  DC0 f CMe  DC0 exp K CMe xMe ;(3.3)где KMeC = KMeC(T) – температурно-зависящий коэффициент, для хрома,никеля,молибдена,марганцаинекоторыхдругихэлементоввпараметрической форме представленный в монографии [317]; xMe –атомная концентрация Me в -Fe.Принципиальное значение для модели диффузионного насыщенияимеет граничное условие, отражающее происходящие на границе разделаметаллаирабочейсредыпроцессымассопереносанасыщающихэлементов.

Наряду с обоснованностью выбора выражения коэффициентадиффузии насыщающего элемента, именно достоверность описания211массопереноса углерода через поверхность раздела фаз определяет восновном адекватность всей математической модели [135].Как показано в работе [13] при моделировании циклическихрежимов науглероживания граничное условие для стадии насыщенияследует искать в наиболее универсальном виде: зависимости скоростипотока насыщающего элемента – углерода – из рабочей среды оттехнологических факторов процесса, а также от его текущей концентрациина науглероживаемой поверхности, которые в своей совокупностиопределяют поток углерода из среды в металл (граничные условияIII рода).

Необходимость использования указанных граничных условийпри моделировании циклических процессов обусловлена тем, что такиеусловия отражают зависимость скорости потока насыщающего элемента оттекущей концентрации углерода на поверхности, в том числе послепредшествующего цикла обработки, при независимости от времени смомента начала процесса.Так, с одной стороны, поток углерода связан с градиентомконцентрации насыщающего элемента в поверхностной зоне (I законФика). С другой стороны, поток пропорционален разности углеродногопотенциала среды и концентрации углерода на поверхности, а такжекоэффициенту массопереноса, характеризующему скорость переходаатомов углерода из рабочей атмосферы в металл.

Коэффициентмассопереноса зависит от температуры процесса подобно коэффициентудиффузии (хотя имеет иную размерность), поскольку также являетсяфункцией сопротивления кристаллической решетки внедрению атомапримеси и частоты переходов атомов углерода из среды в твердый раствор.В связи с этим, коэффициент массопереноса имеет вид экспоненциальнойфункции от температуры [135].Дляопределенияпараметров,характеризующихскоростьмассопереноса углерода из рабочей среды в металл, экспериментальнымпутем устанавливали временные зависимости концентрации углерода на212поверхности углеродистой и легированной хромоникелевой сталей(соответственно, стали 20 и 20Х2Н4А).Для этого вакуумную цементацию проводили на лабораторнойвакуумнойустановке,оснащеннойуправляющимкомпьютеромисистемами автоматического регулирования технологических параметров.Насыщение проводили в течение 1-10 мин при 920, 940 и 960 °С в газовойсреде ацетилена (100 % об.) под давлением 6133 Па.

Диффузионноевыравнивание не проводили. Науглероживанию подвергали образцыразмером 5015 мм сталей 20 и 20Х2Н4А, на которых анализироваликонцентрациюуглеродавприповерхностномслое(послеснятияшлифованием 0,05 мм) спектральным методом на оптико-эмиссионноманализаторе фирмы OBLF SPEKTROMETRIE GMBH. Погрешностьопределения концентрации углерода составляла ±0,05 %. Локальностьанализа – 5 мм [135].В результате проведенных исследований установлено, что приактивном насыщении стали концентрация углерода на поверхностиизменяется по характерным зависимостям (рисунок 3.1). Высокая в началепроцесса скорость массопереноса постепенно снижается, при этомповерхностнаяконцентрацияуглеродастремитсякдостижениюмаксимума.Представляется, что в термически активированной среде низкогодавлениянепосредственнонаповерхностиметаллапроисходитразложение ацетилена на газообразный водород и свободный углерод,диффундирующий в глубь насыщаемой поверхности.

Образующийся придиссоциацииуглеводородасажистыйуглеродобладаетвысокойактивностью и легко растворяется в металле. Вместе с тем, как известно,растворимостьуглеродаваустенитеограничена.Вдальнейшемпроисходит выделение новых порций сажи в виде переходных частичнокристаллических форм – лент и турбостратных пакетов, трудно213растворимых в металле. Пределу растворимости углерода в аустените, атакжепоявлению развитыхкристаллическихуглеродныхструктурсоответствуют определенные концентрации углерода в насыщаемомтвердом растворе, которые изменяются при различных температурахпроцесса [135].1,6Концентрация углерода, %1,41,220Х2Н4А2010,80,60,40,20024681012Время, мин.Рисунок 3.1 – Изменениеповерхностнойконцентрацииуглеродавпроцессе вакуумной цементации при 940 °С образцов из сталей 20 и20Х2Н4А в атмосфере низкого давления (экспериментальные данные)[135]При помощи термодинамических расчетного инструмента Thermocalc® 4.0 (версия Limited) [226] для температур в интервале 880-1040 °Сопределены концентрации углерода, при которых активность aC = 1,0(рисунок 3.2).Даннымконцентрациямсоответствуетпредельнаярастворимость углерода в аустените.

Характеристики

Список файлов диссертации