Рис. 6.22. Макроструктура ЗТВ плазмового струменя на сталі 45, х8

Теплофізичними особливостями плазмового впливу на матеріали (великі швидкості нагрівання й охолодження, час перебування матеріалу в інтервалі температур, які перевищують критичні значення) зумовлюються відмінності фазових та структурних перетворень і відповідно характер структур, які сформувалися при плазмовому зміцненні порівняно з традиційними способами загальної (пічної), поверхневої, термічної обробки (загартування СВЧ, газополуменева обробка тощо).

Важливою особливістю структур, які формуються при плазмовому зміцненні, як і при інших способах обробки висококон-центрованими джерелами нагрівання, є високий ступінь дисперсності мартенситу, який визначає комплекс експлуатаційних характеристик.

Металографічний аналіз зміцнених сталей показує, що зона термічного впливу плазмового струменя має форму сегмента і за своєю будовою аналогічна ЗТВ електронного і лазерного променів (рис. 6.22). При обробці без оплавлення вона складається із загартованої зони, в якій відбулися мартенситні перетворення, і примежової (перехідної до вихідного матеріалу). При обробці з оплавленням виникає додаткова поверхнева зона оплавлення (загартування із рідкого стану).

На рис. 6.23 як приклад показана мікроструктура сталей 45, 9ХФ і 150ХНМ до і після плазмового зміцнення.

Як видно із рисунка, незалежно від складу сталі мікроструктура загартованої зони є досить однорідним високодисперсним

Рис. 6.23. Мікроструктура сталей:►

а, б — стаїь 45, відповідно загартована зона і вихідна структура; в, г — сталь 9ХФ, відповідно загартована зона і вихідна структура; д, е — стать 150ХНМ, відповідно загартована зона і вихідна структура

мартенситом разом із залишковим аустенітом та карбідом. Формування такої структури зумовлене малими розмірами аустенітних зерен, які утворилися при високошвидкісному плазмовому нагріванні. Малий розмір аустенітного зерна можна пояснити так. Незважаючи на високі температури нагрівання при оптимальних режимах обробки, які близькі до температури плавлення, ріст зерна аустеніту та його гомогенізація не відбуваються внаслідок дуже малої тривалості перебування металу при даній температурі та наступного різкого охолодження. З цієї ж причини затримується і розчинення карбідів. На процес також впливає підвищення температури початку а—у-перетворень при плазмовому нагріванні на 100—150 °С, яке зумовлене високою швидкістю нагрівання (понад 104 К/с). Підвищення ступеня дисперсності загартованої структури при плазмовому зміцненні зумовлене досягненням високого ступеня тетрагональності мартенситу, щільності дислокацій, а також подрібненням рейок та пластин мартенситу.

Крім того, важливе значення має і підвищений вміст залишкового аустеніту в структурі загартованої зони, особливо в приповерхневих шарах. Наприклад, у сталі ШХ15СГ він досягає 75 %. Наявність великої кількості залишкового аустеніту можна пояснити підвищеним вмістом вуглецю у твердому розчині поверхневих шарів загартованої зони порівняно із серцевиною. При просуванні вглиб ЗТВ вміст залишкового аустеніту знижується.

Мікроструктура примежової зони залежить від вихідної структури матеріалу, який зміцнюється. Для доевтектоїдних сталей із вихідною феритно-перлітною структурою і заевтектоїдних сталей із перліто-цементитною структурою в примежовій зоні спостерігаються ділянки надлишкових фаз, які для вказаних сталей є відповідно мартенситом і цементитом. Наявність надлишкових фаз пояснюється структурними перетвореннями у критичному інтервалі температур. Дисперсність цих фаз у напрямку від загартованої зони до вихідної знижується. У заевтектоїдних сталях із вихідною перлітною структурою протяжність примежової зони дуже мала, надлишкові фази тут практично відсутні, дисперсність мартенситу на межі з вихідною структурою дещо нижча, ніж у центрі загартованої зони.

Висока мікротвердість у загартованій зоні зумовлена також наявністю значних залишкових термічних і структурних напружень. На рис. 6.24 показаний розподіл залишкових напружень за глибиною і шириною ЗТВ.