Возможность применения основ анализа процессов диффузионного насыщения материалов в условиях термоциклического воздействия

Размещено на http://www.allbest.ru/

Размещено на http://www.allbest.ru/

1. Сущность ХТО, достоинства и недостатки

Сущность любого процесса ХТО заключается в сочетании термического и химического воздействия на металл с целью изменения состава, структуры и свойств в поверхностных слоях, а иногда по всему объему изделия. При этом, технология процесса ХТО сталей включает: диффузионное насыщение поверхности металла соответствующим элементом (С, N, В, Сг, А1, Si и др.) путем его диффузии из внешней активной среды (твердой, жидкой, газовой, паровой) при высокой температуре и операций термической обработки, необходимые для достижения требуемого комплекса эксплуатационных свойств сталей.

Цементация стали, разновидность химико-термической обработки (ХТО), заключающаяся в диффузионном насыщении поверхностного слоя изделий из низкоуглеродистой стали (0,1-0,2% С) углеродом при нагреве в соответствующей среде. Цель цементации ? повышение твёрдости и износостойкости поверхности, что достигается обогащением поверхностного слоя углеродом (до 0,8?1,2%) и последующей закалкой с низким отпуском, при этом сердцевина изделия, не насыщаемая углеродом, сохраняет высокую вязкость. Глубина цементованного слоя 0,5?1,5 мм (реже больше); концентрация углерода в слое убывает от поверхности к сердцевине изделия. Цементация и последующая термическая обработка повышают предел выносливости металла и понижают чувствительность его к концентраторам напряжения.

Прокаливаемость сердцевины должна регулироваться в весьма узком диапазоне твердостей, который составляет 30-43 HRC. Учитывая длительность процесса цементации и высокую температуру процесса, рекомендуется при этом виде химико-термической обработки использовать наследственно мелкозернистые стали, размер зерна которых не должен превышать 6-8 баллов. В противном случае в ходе цементации отмечается значительный рост зерна сердцевины изделия, что приводит к снижению его эксплуатационных свойств.

Цементация производится в углеродонасыщенных твердых, жидких или газообразных средах, называемых карбюризаторами.

При твердофазной цементации процесс ведут следующим образом. Цементуемые детали упаковываются в цементационные ящики, заполненные карбюризатором, таким образом, чтобы их объем, в зависимости от сложности конструкции детали, занимал от 15 до 30% объема цементационного ящика. Ящики загружают в печь, нагретую до температур от 600-700°С и нагревают до температуры цементации - 930-950°С. По окончании процесса цементации ящики вынимаются из печи - охлаждение деталей ведется внутри цементационных ящиков на воздухе. К числу недостатков цементации в твердых карбюризаторах относятся: невозможность регулирования степени насыщения и невозможность проведения закалки непосредственно после цементации, дополнительный непродуктивный расход энергии на прогрев цементационных ящиков и т.п.

Качество процесса цементации оценивается по эффективной толщине цементованного слоя, которая определяется по одному из двух показателей - твердости или структуре слоя. Структура поверхностного слоя цементованной стали состоит из нескольких зон: поверхностной - заэвтектоидной (перлит + цементит), эвтектоидной - перлитной и доэвтектоидной - перлитоферритной. Эффективную толщину цементованного слоя по структуре принято измерять на металлографических шлифах в отожженном состоянии при увеличениях от 100 до 500 раз.

В случае, когда за критерий оценки толщины цементованного слоя принимается твердость или микротвердость после цементации, то оценка ведется на термически обработанных образцах, а за конец цементованного слоя принимается зона с твердостью 50 HRC.

Процесс диффузионного насыщения сталей представляет собой сочетание трех видов взаимодействий: во внешней среде, т.е. пространстве, окружающим изделие; на границе раздела внешняя среда-металл; в объеме самого металла. Процесс диффузионного насыщения можно представить в виде трех основных последовательно или одновременно протекающих стадии процесса:

1) образование химического элемента в активированном атомарном состоянии в основном осуществляется в результате разнообразных химических реакций в насыщающей среде, вблизи или непосредственно на поверхности металла, причем активность среды в конкретных условиях насыщения однозначно определяется потенциалом атмосферы и зависит от состава и агрегатного состояния насыщающей среды, температуры, давления и состава стали.

2) адсорбция образовавшихся активных атомов поверхностью изделия;

3) диффузия адсорбированных атомов от поверхности в глубь изделия, обусловленная градиентом химического потенциала пропорционального градиенту концентрации диффундирующего элемента [6], и скорость которой определяется коэффициентом диффузии и предельной растворимостью насыщаемого элемента в стали [7].

При сложном взаимодействии различных физических и химических явлений, происходящих в различных соприкасающихся фазах и отделенных друг от друга поверхностью раздела, отдельные, часто не одинаковые по своей физической сущности стадии единого процесса протекают с различными скоростями или разными условиями. Поэтому конечный результат процесса и его продолжительность будут определяться именно той стадией, которая будет иметь минимальную скорость, - стадией, тормозящей весь процесс в целом.

Обобщая результаты многочисленных исследований процессов диффузии и диффузионного насыщения при ХТО [6; 7] а также процессов взаимодействия поверхности металлов со средой можно сделать следующие выводы:

1) разность химических потенциалов насыщающей среды (µ_ср) и обрабатываемого металла (µ_Fe) служит термодинамическим стимулом процесса ХТО (?µ=µср-µ_Fe) причем активность среды однозначно определяется потенциалом атмосферы, а концентрация насыщаемого элемента на и поверхности и по слою зависит как от потенциала атмосферы, так и от скорости диффузии атомов с поверхности в глубь металла [1,6];

2) начальная стадия процесса ХТО, связанная с превращениями в исходных средах, по существу не может являться лимитирующим звеном, т.к. скорость химических реакций на межфазной границе намного больше скорости протекания процесса твердофазной диффузии.

3) стадия физической и химической адсорбции также не может являться лимитирующим звеном, т.к. эти процессы начинаются прежде всего на тех участках поверхности, энергия которых максимальна и адсорбированные атомы удерживаются на ней благодаря стремлению системы понизить запас свободной энергии.

4) наиболее медленным (лимитирующим) звеном процесса ХТО является стадия диффузии.

От развития процессов диффузии в основном зависит и характер формирования диффузионного слоя насыщаемого металла, толщина которого, являясь наиболее важной характеристикой ХТО, определяет глубину упрочнения [4, 6, 13].

Следовательно, интенсивность процесса ХТО и основные его характеристики (толщина диффузионного слоя и распределение концентрации насыщаемого элемента внутри него) зависят, главным образом, от развития диффузионной стадии процесса, и поэтому при анализе перспектив дальнейшего совершенствования технологии ХТО и интенсификации этих процессов необходимо основное внимание уделять закономерностям и условиям диффузии.

Анализ недостатков современных способов ХТО сталей целесообразно провести на примере наиболее распространенного процесса поверхностного упрочнения - цементации (табл. 1).

Таблица 1. Режимы диффузионного насыщения стали углеродом из расчета 0,1 мм/1 час

Вид ХТО	Насыщающая среда	Температура насыщения,?С	Длительность насыщения, ч	Толщина слоя, мм
Цементация в твердом карбюризаторе	1. Древесный уголь в смеси с 20-25% ВаСОз и 3-5% СаСОз (ГОСТ 2704-66)	930-950	4-15	0,5-1,5
	2. Каменноугольный полукокс в смеси с 10-15% ВаСОз и 3,5% СаСОз (ГОСТ 5535-76)	930-950	4-15	0,5-1,5
Газовая цементация	1. Эндотермическая атмосфера (20% СО, 40% Н2, 40% N2) и до 5% СН4.	930-950	6-10	0,7-1,5
	2. Экзо-эндогаз (20% СО, 20% Н2, 60% N2) и до 5% СН4.	930-950	6-10	0,7-1,5
	3. Газы получаемые из керосина, синтина и др. углеводородов.	930-950	4-10	0,8-1,6
Цементация в жидком карбюризаторе	78-85% Nа2СОз (или К2СОз)+10-15% NaCl + 6-8% SiC	870-900	0,5	0,1-0,2

Из приведенных данных видно, что для достижения необходимой толщины диффузионного слоя требуется высокая температура процесса насыщения [6,8].

Использование операций термической обработки (двойной закалки, закалки из межкритического интервала температур, нормализации, высокого отпуска и др.) в процессе ХТО предназначено не только для достижения требуемого комплекса эксплуатационных свойств упрочняемых изделий, но и для устранения нежелательных дефектов структуры, поверхностного слоя стали, или для улучшения условий последующего процесса насыщения: достижение исходного мелкозернистого строения стали и снятие внутренних напряжений, которые могут служить источником повышенного коробления и деформации изделия в процессе насыщения.

Анализ примеров возникновения структурных дефектов поверхностного слоя сталей при диффузионном насыщении углеродом и известных методов их устранения показывает, что длительная выдержка при высокотемпературной цементации и неправильно выбранный режим последующей термической обработки приводят к образованию аномальной структуры цементованного слоя, появлению в нем грубой сетки цементита, структурно свободного феррита в виде сетки, окружающей сетку цементита, или в виде отдельных включений, темной составляющей, повышенного содержания остаточного аустенита и других дефектов.

Образование цементитной сетки можно предупредить ступенчатым температурным режимом насыщения, либо выдержкой в насыщающей среде с низким углеродным потенциалом.

Основными недостатками технологии традиционных методов ХТО сталей являются большая продолжительность процессов диффузионного насыщения и необходимость применения дополнительной термической обработки с соблюдением строго регламентированных технологических режимов. Кроме того, еще одной актуальной задачей технологии ХТО является уменьшение деформации обрабатываемых изделий, т.к. это оказывает существенное влияние как на качество и работоспособность упрочняемых изделий, так и на технологичность их изготовления.

Деформация и коробление изделий при ХТО связаны с объемными изменениями вследствие структурных превращений в стали, например, из-за различия удельных объемов структурных составляющих до и после закалки. Источником коробления являются так же напряжения, возникающие в изделии при нагреве и охлаждении, при фазовых превращениях и в результате предшествующей обработки. Значительное влияние на коробление оказывают прокаливаемость и размер зерна стали. Для уменьшения коробления необходимо использовать стали с регламентированной прокаливаемостью и гарантированным размером наследственного зерна. Эффективными путями регулирования напряжении для уменьшения деформаций и коробления обрабатываемых изделий являются методы предварительной термической обработки и способы, предусматривающие определенные режимы нагрева и охлаждения, например, использование после насыщения ступенчатой или изотермической закалки в расплаве солей.

Несмотря на имеющиеся недостатки технологии, метод ХТО стальных изделий является наиболее эффективным способом поверхностного упрочнения ответственных деталей, обеспечивающим их высокую конструктивную прочность, долговечность в эксплуатации. Поэтому, для повышения эффективности технологии ХТО наиболее важными задачами являются: интенсификация процессов диффузионного насыщения; повышение комплекса механических и служебных свойств, за счет достижения оптимального структурного строения упрочняемого слоя и сердцевины изделия; снижение уровня деформации и коробления обрабатываемых изделий.

2. Термоциклическая обработка

химический термоциклический сталь прочность

Применяемые в настоящее время методы интенсификации процессов ХТО можно условно разделить на две основные группы: методы, основанные на варьировании традиционных параметров ХТО (температуры, давления, расхода и состава среды и др.) и методы, основанные на физическом воздействии извне на металл или активную среду (электронагрев, электрический разряд, ультразвук, упруго-пластическое деформирование, электронный удар и др.). При этом под электронагревом следует понимать все его модификации: индукционный (ТВЧ и ТПЧ), контактный, нагрев в электролите, использование электротермического кипящего слоя и другие.

Большинство указанных методов является комплексными, т.е. оказывают одновременное воздействие на протекание всех стадий процесса ХТО. Однако, наибольший интерес представляют методы, интенсифицирующие диффузионную стадию процесса ХТО.

Анализ многочисленных исследований Забелина С.Ф., Лахтина Ю.М. и других, показывает, что толщина диффузионного слоя, определяющая глубину упрочненного слоя, зависит от: температуры и продолжительности процесса насыщения; величины концентрации насыщаемого элемента на поверхности и перепада концентрации С% по глубине слоя; состава стали.

Наиболее действенным способом ускорения процессов диффузионного насыщения является повышение температуры. С ее повышением возрастают как диффузионная подвижность элементов, так и их химическая активность, т.к. и коэффициент диффузии и константы скорости химических реакций связаны с температурой экспоненциальной зависимостью. Однако, повышение температуры процесса насыщения (выше 900°С) приводит к сильному росту зерна стали, снижению механических свойств слоя и сердцевины, повышенному короблению изделий, а также приводит к образованию ряда структурных дефектов упрочняемого слоя: цементиной сетки.

Предупредить рост зерна и образование дефектов структуры поверхностного слоя сталей при использовании ускоряющего влияния температуры на диффузионные процессы позволяют методы предварительной термической обработки [13] или ступенчатого температурного режима насыщения [10].

Применение циклического режима позволяет увеличить толщину цементованного слоя в 1,8 раза по сравнению с изотермическим режимом насыщения.

Анализ многочисленных исследований [15], посвященных вопросам интенсификации процессов диффузионного насыщения, показал, что основную роль в ускорении этих процессов играют структурное строение и неравновесное состояние насыщаемого материала. Интенсификация процессов насыщения объясняется достижением весьма активированного состояния стали за счет получения мелкодисперсной структуры и субструктуры с повышенной концентрацией дефектов кристаллического строения (вакансий, дислокаций и др.) и наличием в стали значительных внутренних напряжений, возникающих при воздействии температурного и силового полей, т.е. наличием условий, облегчающих протекание процессов диффузии.

2.1 Сущность термоциклической обработки

Метод ТЦО как способ термообработки (ТО) основан на постоянном накоплении от цикла к циклу положительных изменений в структуре металлов. При этом важной особенностью цикла является его интенсивность, отсутствие или наличие небольших выдержек при крайних температурах, а также оптимальный диапазон изменения температуры [10].

Современное оборудование позволяет вести процесс со скоростью нагрева от десятых долей градуса в секунду (печной нагрев) до сотен (нагрев с помощью ТВЧ). Температурный диапазон зависит от назначения термического воздействия, физико-механических и теплофизических свойств материала, а также от его структурного состояния. С другой стороны, варьируя число циклов, которое является величиной в значительной степени ограниченной, так как речь идет о технологическом термоциклировании, возможно достижение принципиально различных структур, а следовательно и свойств.

Термоциклическая обработка основана на многократном прохождении структурных превращений. Так, если при обычных видах ТО, включающих изотермические выдержки, структура характеризуется начальным и конечным состояниями, то при ТЦО структура перед каждым новым циклом разная, что влияет на условия прохождения последующих фазовых превращений, их механизм и кинетику. При этом за счет накопления структурных изменений материал может приобретать структуру, которая недостижима при обычных видах ТО.

Фазовые и структурные превращения сопровождаются образованием, перемещением и аннигиляцией точечных и линейных дефектов, а также перераспределением легирующих элементов. Интенсивность процессов зависит от многих технологических факторов, в том числе от температурного интервала, скоростей нагрева и охлаждения, числа превращений и др. В результате многократной аустенитизации, из-за разницы удельных объемов превращенных фаз в металле протекают процессы, свойственные нагреву слабодеформированных металлов, а именно: диффузия точечных дефектов и их сток в дислокации и границы с попутной частичной их аннигиляцией; перераспределение дислокаций; формирование малоугловых границ; миграция малоугловых границ с поглощением дефектов.

При ТЦО не все процессы, свойственные нагреву слабо деформированных металлов, протекают одновременно, а именно в силу непрерывности изменения температуры могут идти одни, тормозиться другие и развиваться третьи.

В основе ТЦО, так же как и при «динамическом» старении, лежат процессы, связанные с возникновением и релаксацией напряжений, накоплением дефектов кристаллического строения, развитием субструктуры, что эффективно влияет на распад твердого раствора.

Характерные для ТЦО структурные изменения могут быть усилены путем пластической деформации. Как известно, пластическая деформация перераспределяет и повышает плотность несовершенств кристаллического строения - дислокаций, вакансий, дефектов упаковки, а кроме того, способствует образованию и развитию мало- и высокоугловых границ. Так как дефекты кристаллической решетки сильно влияют на формирование структуры сплавов при фазовых и структурных переходах, пластическую деформацию перед ними, а также в период их прохождения можно эффективно использовать для создания оптимальной структуры при ТЦО сталей и сплавов. Процессы пластического деформирования и ТЦО можно совмещать, но можно проводить и независимо друг от друга. При этом важно, чтобы фазовые и структурные превращения проходили в новых, измененных условиях, характеризующихся повышенной плотностью дефектов, создаваемых пластической деформацией. Так, в опытах с предварительной холодной деформацией при ТЦО возрастает число центров образующейся г-фазы и, как следствие, интенсивно измельчается зерно аустенита. Кроме того, при деформировании в межкритическом интервале температур в результате динамического г - б - превращения можно значительно ускорить процесс перекристаллизации, сильно наклепать составляющие структуры и измельчить зерно.

Разновидности ТЦО. Режимы ТЦО различаются как по назначению, так и по характеру структурных превращений, температурному диапазону термоциклирования, а также наличием дополнительных воздействий. Основными задачами технологических режимов ТЦО являются измельчение микроструктуры и сфероидизация избыточных фаз, повышение (или понижение) плотности дислокаций, прохождение релаксационных процессов, улучшение показателей физико-механических свойств. При этом возможно решение различных задач материаловедения и машиностроения, а именно: замены дорогостоящих видов материалов более дешевыми; повышения надежности и работоспособности деталей машин и механизмов; размерной стабильности деталей точного машино- и приборостроения; поверхностного упрочнения деталей; гомогенизации слитков перед прессованием; устранения ликвационной неоднородности и др.

Наиболее предпочтительны превращения по сдвиговому (мартенситному) механизму, так как их прохождение сопряжено с интенсивным насыщением матрицы дефектами кристаллического строения. Однако при повторных нагревах может проявляться эффект структурной наследственности, что ведет к восстановлению исходного зерна аустенита. В большей степени это относится к легированным сталям. В связи с этим разработаны и применяются на практике несколько разновидностей ТЦО сталей и сплавов, различающихся температурно-скоростными параметрами. К ним относят маятниковую, средне- и высокотемпературную ТЦО сталей.

Маятниковую ТЦО используют для измельчения зерна сталей ферритно-перлитного класса. При этом предусмотрен печной нагрев до температуры на 30-50°С выше температуры Ас₁ с последующим охлаждением на воздухе до температуры на 50-80°С ниже критической температуры Аr₁. Описанная обработка названа маятниковой, так как температурный интервал термоциклировании находится вблизи температур перекристаллизации.

Среднетемпературную ТЦО, предназначенную для получения сорбитообразной структуры конструкционных углеродистых сталей, осуществляют путем быстрых нагревов до температуры на 30-50°С выше температуры Ас₁ с последующим охлаждением на воздухе до температуры на 30-50°С ниже точки Аr₁ и далее в воде или масле.

Высокотемпературная ТЦО, или, как ее еще называют, циклическая электротермическая обработка (ЦЭТО) заключается в электронагреве со скоростью около 50°С/с до температуры полной аустенизации, охлаждении со скоростью 30-50°С/с до температуры 420-450°С, отвечающей температуре наиболее быстрого изотермического распада аустенита и выдержке при этой температуре. По окончании выдержки циклы повторяют, в последнем термоцикле осуществляют закалку из аустенитного состояния. ВТЦО предназначена для получения максимальной прочности при удовлетворительной пластичности.

а) б) в) г)

Рисунок 1. Схема ТЦО сталей: а - маятниковая; б - среднетемпературная; в-высокотемпературная; г - низкотемпературная.

Сочетание ТЦО с такими термическими и термомеханическими операциями, как закалка, отпуск, старение и другими, во многих случаях оказывается полезным, так как при этом появляется возможность дополнительного регулирования промежуточной (между циклами) структурой, напряженным состоянием, а также степенью развития характерных для ТЦО процессов.

Использование ТЦО непосредственно в процессах химико-термической обработки (ХТО) при цементации (ХТЦО) позволяет за более короткое время, чем при изотермической выдержке, достичь необходимого диффузионного обогащения поверхностных слоев металлами или неметаллами из внешней активной среды. Изучение кинетики роста диффузионных слоев при ХТЦО показало, что использование маятниковой ТЦО при цементации низкоуглеродистых сталей приводит не только к сокращению длительности ТО, но и к увеличению толщины цементованного слоя на 20-25%. Следует отметить, что ХТЦО устраняет частично или полностью рост зерна, который имеет место во время нагрева и выдержки в аустенитном состоянии при ХТО.

2.2 Термоцилическая обработка как эффективный метод повышения конструктивной прочности сталей

Кроме решения задачи интенсификации процессов диффузионного насыщения сталей при ХТО, не менее важное значение имеет и задача повышения уровня конструктивной прочности поверхностно упрочняемых сталей. Известно, что в результате упрочнения стальных изделий методом ХТО, они, как правило, имеют низкие характеристики таких важных свойств стали, как пластичность и вязкость, ударная и усталостная прочность [13]. Это обусловлено как структурным строением сердцевины изделия (величиной зерна стали), так и дефектностью структуры упрочняемого слоя. Применение известных методов термической, термо-механической или механо-термической обработок хотя и обеспечивает повышение этих свойств, но не исчерпывает возможности достижения еще более высокого уровня свойств и, как правило, нетехнологично.

Одним из перспективных методов повышения конструктивной прочности сталей, а следовательно, их работоспособности, является метод ТЦО. Повышение конструктивной прочности различных сталей в результате ТЦО установлено в работах И.Н. Кидина [20], В.К. Федюкина [10], Р.А. и других авторов.

Повышение пластичности и вязкости сталей, а особенно ее ударной вязкости, обусловлено структурными изменениями и получением мелкого зерна, причем степень измельчения зерна и структурное состояние стали зависят от температурно-скоростного режима ТЦО и химического состава стали [10]. Измельчение зерна и снижение химической неоднородности получены в инструментальных и легированных сталях перлитного класса [15]. ТЦО углеродистых и легированных сталей через область температур аустенитно-мартенситного превращения позволяют получить размер зерна до 14 баллов (диаметр зерна 4-6 мкм), и соответственно структуру, в первом случае - сорбитообразного (аналогично сорбиту отпуска) зернистого перлита, во-втором - мелкоигольчатого мартенсита с диспергированными участками аустенита.

Источником повышенной пластичности сталей при ТЦО является активированное состояние металла, обусловленное созданием в нем относительно больших внутренних напряжений: во-первых, за счет термических напряжений, возникающих при ускоренных нагревах и охлаждениях; во-вторых, за счет объемного эффекта фазовых превращений.

Характер изменения свойств, структуры и фазового состава сталей в результате ТЦО позволяет судить об универсальности воздействия такой обработки. Эффективность воздействия ТЦО на материал определяется следующими изменениями его состояния:

а) структурного строения - измельчением зерен, изменением их формы и ориентировки, обеспечением структурной однородности, а также изменением концентрации (плотности) дефектов кристаллической решетки;

б) фазового состава - получением того или иного фазового состояния сплава или преимущественного растворения, или выделения избыточных фаз в нем;

в) напряженного состояния - образованием или релаксацией внутренних остаточных напряжений;

г) химического состава - обеспечением химической однородности сплава.

В настоящее время, использование указанных возможностией направленного изменения структуры и свойств металлов и сплавов за счет применения оптимального режима ТЦО, позволяет успешно решать многие технологические задачи.

3. Обоснование использования режимов термоциклирования при химико-термической обработке сталей

Анализ условий интенсификации диффузионных процессов насыщения при ХТО показывает, что основная задача заключается в том, чтобы получить такое структурное строение высокотемпературной фазы стали, которое соответствовало бы ее максимальной диффузионной восприимчивости. Учитывая, что диффузионные процессы относятся к структурно чувствительным физическим процессам и любые нарушения кристаллического строения металла и воздействие внутренних и внешних напряжений существенно влияет на кинетику этих процессов, представляется перспективным использовать в процессе диффузионного насыщения режимов ТЦО.

Эффективность предлагаемой технологии метода ХТЦО [Забелин С.Ф.] оценивается в работе из сравнения кинетических кривых науглероживания стали 20 при различных способах цементации (рис. 2).

Рисунок 2. Кинетические кривые науглероживания стали 20 при температуре 920-940?С при различных способах цементации:

1- ионная цементация; 2- в кипящем слое; 3- в шахтной печи; 4- в камерной печи в атмосфере эндогаз + СН₄; 5 - режим ХТЦО (600-950?С)

Продолжительность науглероживания при ХТЦО стали 20 значительно меньше (рис. 3) по сравнению с другими способами цементации, а аппроксимация значений коэффициента полезного использования углерода насыщающей атмосферы при насыщении в шахтной печи, с учетом малой продолжительности диффузионного насыщения методом ХТЦО, показывает, что его значение будет не ниже 50%.

Как было отмечено ранее, использование режимом термоциклического воздействия в различных способах ХТО сталей и стальных изделий, защищенно авторскими свидетельствами и патентами, например:

- для процессов цементации - №907075, №1020456, 1342929, 1291610, 1266882, 1447885, 648623, 840152.

Примеры проведения процессов цементации [4,10] стальных изделий в режиме ТЦО показали, что продолжительность этих процессов существенно сокращается (в 2-3 раза) по сравнению с изотермической выдержкой и значительно повышается усталостная и контактная прочность сталей. Аналогичные результаты по ускорению диффузионной стадии процесса ХТО получены и при исследовании влияния многократной фазовой перекристаллизации сталей при диффузии элементов замещения (Сг, Ni, А1) [13, 14]. В работах Баранова А.А и Забелина С.Ф. отмечено повышение как механических (особенно вязких и пластических) свойств, так и эксплуатационных свойств упрочняемых ХТО сталей.

4. Изменение микроструктуры стали при различных режимах термической обработки

В ходе работы были проведены такие виды термических обработок как цементация, отжиг, нормализация, ХТЦО, состоящая из 3х 5-ти циклов, 2 вида закалки (табл. 2).

Таблица 2. Режимы ТО и ХТЦО стали 20Х

№режима	Вид обработки	Температурный режим, ?С	Длительность обработки, ч	Режим нагрева и охлаждения, град/сек
1	Цементация	960	10	Охлаждение в масле
2.	Отжиг	960	1,0	Охлаждение ьс печью
3.	Нормализация	910	1,0	Охлаждение на воздухе
4.	ТЦО	850-550	0,5 (3 цикла)	Нагр. и охл. 1,5-2,0 град/сек
5.	ТЦО	790-550	0,5 (5 циклов)	Нагр. и охл. 1,5-2,0 град/сек
6.	ТЦО	850-550	0,5 (5 циклов)	Нагр. и охл. 1,5-2,0 град/сек
7.	Закалка	850 (после 3-х циклов ТЦО)	0,1	Охлаждение в воде или воздухе
8.	Закалка	790 (после 5-ти циклов ТЦО)	0,1	Охлаждение в воде или воздухе
9.	Закалка	850 (после 5-ти циклов ТЦО))	0,1	Охлаждение в воде или воздухе

График ТО и микроструктура стали 20Х после нормализации при t=910?С.

Рисунок 3. График режима отжига стали 20Х



Рисунок 4 Микроструктура стали 20Х после нормализации при t=910?С, х200

На данной микроструктуре наблюдается мелкозернистая полосчатая структура, состоящая из перлита и цементита.

График ТО и микроструктура стали 20Х после отжига при t=960?С.

Рисунок 5. График режима отжига стали 20Х



Рисунок 6. Микроструктура стали 20Х после отжига при t=960?С, х500

На данной микроструктуре полосчатость сохранилась в меньшей степени.

Структура представляет собой исходное состояние и состоит из феррита и перлита.

График ТО и микроструктура стали 20Х после насыщения и закалки при 850?С.

а)

б)

Рисунок 7. График режима насыщения а) и закалки б) стали 20Х

а) б)

Рисунок 8. Микроструктуры стали 20Х после насыщения и закалки:

а) после насыщения (Ц_II + П); б) после насыщения и закалки. (М + Карбиды + А ост.)

После цементации и последующей термической обработки получаем структуру цементованного слоя для легированной стали - мелкоигольчатый мартенсит с включениями дисперсных карбидов. Наличие в цементованном слое структурно свободных карбидов в виде сетки приводит при шлифовании к получению трещин (из-за хрупкости слоя). Кроме того, крупные включения карбидов, выходя на поверхность, могут выкрашиваются в процессе работы.

На рис. 8 а) вы видим большое количество цементитных включений в виде цементитной сетки. На рис. 8 б) этих включений гораздо меньше, но от цементитной сетки полностью избавиться не удалось.

График ТО и микроструктура стали 20Х после 3х циклов и закалки при t=850?С.

Рисунок 9. График режима 3х циклов ХТЦО 850-550?С

Рисунок 10. Микроструктура стали 20Х после 3х циклов и закалки при t=850?С

Результаты измерения микроструктуры стали:

1й отпечаток - 592 кг/мм ²; 2й отпечаток - 634 кг/мм ²; 3й отпечаток - 707 кг/мм ²; 4й отпечаток - 420 кг/мм ².

График ТО и микроструктура стали 20Х после 5 ти циклов термоциклирования и закалки при t=790?.

Рисунок 11. График режима 5 ти циклов ХТЦО 790-550?С

Рисунок 12. Микроструктура стали 20Х после 5 ти циклов термоциклирования и закалки при t=790?С

На данной микроструктуре наблюдается выделения в виде глобулярного цементита протяженностью 90-100 мкм.

График ТО и микроструктура стали 20Х после 5 ти циклов термоциклирования и закалки при t=850?С.



Рисунок 13. График режима 5 ти циклов ХТЦО 850-550?С

а) б)

в)

Рисунок 14. Микроструктура стали 20Х после 5 ти циклов термоциклирования и закалки при t=850?С: а) микроструктура стали образца у поверхности; б) микроструктура стали образца по направлению к сердцевине; в) микроструктура сердцевины образца

На рисунке 14 а) показано выделение большого количества глобулярного цементита, толщина цементованого слоя составляет 150 мкм.

При 5 ти циклах ХТЦО цементитная сетка исчезает полностью.

5. Определение распределения углерода по толщине насыщаемого слоя

Для определения распределения углерода по толщине насыщаемого слоя были сделаны образцы для исследования их на установке «Спектромакс», и были получены следующие данные (табл. 3):

Таблица 3. Распределение углерода при цементации стали 20Х

№Образца	1.	2.	3.	4.	5.	6.	7.	8.	9.	10.	11.
%С	1,40	1,22	1,06	0,76	0,56	0,53	0,50	0,42	0,38	0,24	0,176

Рисунок 15. График изменения распределения углерода по толщине насыщаемого слоя

В цементованных образцах содержание углерода уменьшается от поверхности к центру. В соответствии с таким изменением химического состава получаем следующее распределение структурных составляющих (рис. 15).



Заэвектоидная Эвтектоидная Доэвтектоидная Исходная

(П + Ц) (Перлит) (П + Ф) (Ф + П)

(1,4-0,9% С) (0,9-0,7% С) (0,7-0,4%) (0,4-0,176% С)

Рисунок 16. Схема микроструктуры цементованной стали

На поверхности цементованного образца образуется заэвтектоидная зона (перлит и цементит), далее распологается эвтектоидная зона (перлит), и затем при переходе к сердцевине - переходная доэвтектоидная зона (феррит и перлит). В переходной зоне чем ближе к сердцевине, тем менше становится перлита и больше феррита.

Необходимо, чтобы содержание углерода в цементованном слое понижалось постепенно от поверхности к сердцевине. Резкий переход цементованного слоя к сердцевине приводит к возникновению значительных растягивающий напряжений, что вызывает отслаивание закаленного цементованного слоя. При недостаточной толщине слоя происходит продавливание и растрескивание, при излишней толщине уменьшается вязкость и снижается перед выносливости.

6. Определение микротвердости образцов

Для определения микротвердости применяем прибор марки ПМТ-3.

Первым испытываем образец после режима 3-х циклов ХТЦО 850-550?С.

Рисунок 17. График изменения микротвердости от толщины цементованного слоя после режима 3-х циклов ХТЦО 850-550?С

Из графика наглядно видно, что с изменением толщины цементованного слоя микротвердость образца существенно падает, это связано с уменьшением содержания углерода в стали (1,40-0,176% С).

Первая точка соответствует 30-ти мкм от поверхности образца, при которой твердость равна 824 HV, с удалением от поверхности твердость падает. При 1000 мкм был сделан последний отпечаток, твердость в этой точке равна 210 Hµ.



Рис. 18. Измерение микротвердости образца после режима 3-х циклов ХТЦО 850-550?С

Далее опеределяем твердость образеца после 5-ти циклов ХТЦО 790-550?С и закалки.

Рисунок 19. График изменения микротвердости от толщины цементованного слоя после 5-ти циклов ХТЦО 790-550?С

У поверхности получаем максимальную величину твердости, которая равна 824 HV, далее по глубине образца она стремительно падает, и на глубине 1500 мкм твердость равна 210 Hµ.

Далее испытанию подвергаем образец после 5-ти циклов ХТЦО 850-550?С.

У поверхности получаем максимальную величину твердости, которая равна 824 HV, далее по глубине образца она уменьшается, но, в отличии от предыдущего испытания, твердость падает не значительно, и на глубине 1500 мкм она сохраняет значение 322 Hµ.

Рисунок 20. График изменения микротвердости от толщины цементованного слоя после 5-ти циклов ХТЦО 850-550?С

Рисунок 21. Микроструктура стали 20Х после 5 ти циклов ХТЦО 850-550?С, после испытания на микротвердость

Выводы

1. Цементация стали, разновидность химико-термической обработки (ХТО), заключающаяся в диффузионном насыщении поверхностного слоя изделий из низкоуглеродистой стали (0,1-0,2% С) углеродом при нагреве в соответствующей среде.

2. Интенсивность процесса ХТО и основные его характеристики (толщина диффузионного слоя и распределение концентрации насыщаемого элемента внутри него) зависят, главным образом, от развития диффузионной стадии процесса.

3. Основными недостатками технологии традиционных методов ХТО сталей являются большая продолжительность процессов диффузионного насыщения и необходимость применения дополнительной термической обработки с соблюдением строго регламентированных технологических режимов.

4. Метод ТЦО как способ термообработки (ТО) основан на постоянном накоплении от цикла к циклу положительных изменений в структуре металлов. При этом важной особенностью цикла является его интенсивность, отсутствие или наличие небольших выдержек при крайних температурах, а также оптимальный диапазон изменения температуры.

5. Термоциклическая обработка основана на многократном прохождении структурных превращений, за счет которых материал может приобретать структуру, которая недостижима при обычных видах ТО.

6. На основании работ Забелина С.Ф. установлено, что продолжительность науглероживания при ХТЦО стали 20 (рис. 3.3) значительно меньше по сравнению с другими способами цементации, такими как ионная цементация, цементация в шахтной печи, в кипящем слое, в эндогазе и др.

7. В ходе исследований были проведены следующие виды ТО, ХТО и ХТЦО:

Отжиг, нормализация, цементация, ХТЦО, состоящая из 3х 5-ти циклов, 2 вида закалки, и были получены соответствующие структуры, анализируя которые были сделаны следующие выводы:

- После отжига при 960?С была получена крупнозернистая, полосчатая исходная структура, состоящая из феррита и перлита;

- После цементации (насыщения и закалка) продолжительностью 10-12 ч, и закалки продолчительностью 8-10 мин при 850?С, были получены 2 структуры соответственно. После насыщения наблюдалась ярковыраженная цементитная сетка. После цементации и последующей термической обработки получаем структуру цементованного слоя для легированной стали - мелкоигольчатый мартенсит с включениями дисперсных карбидов.

- После 5 ти циклов термоциклирования и закалки при t=790? получает цементованный слой, состоящий из глобулярного цементита глубиной 90-100 мкм.

- После 5 ти циклов термоциклирования и закалки при t=850? получает цементованный слой, состоящий из глобулярного цементита, глубиной 150 мкм.

- При режиме ХТЦО цементитная сетка полностью исчезает.

8. В ходе исследований был проведен химический анализ распределения углерода по толщине насыщаемого слоя. Для заэвтектоидной зоны содержание углерода составило 1, 4%, для исходной структуры - 0,176%.

9. В ходе работы были произведены замеры микротвердости образцов после 3-х и 5-ти циклов ХТЦО с различных температур закалки.

Список литературы

1. Новиков И.И. Теория термической обработки металлов, - М.: Металлургия, 1986. - 480 с.

2. Гуляев А.П. Металловедение. - М.: Металлургия, 1977. - 647 с.

3. Химико-термическая обработка металлов и сплавов: Справочник /под ред. Л.С. Ляховича. - М.: Металлургия, 1981. - 424 с.

4. Забелин С.Ф. Метод химико-термоциклической обработки (ХТЦО) деталей машин и перспективы его развития // Вестник машиностроения. -1998.- №2.-С. 31-34.

5. Семенова Л.М., Семенов С.В., Крайнева С.Н. Химико-термическая обработка стали 20Х в условиях циклического изменения температуры // МиТОМ. - 2003. - №1: - С. 3-7.

6. Минкевич А.Н. Химико-термическая обработка металлов и сплавов. - М.: Машиностроение, 1965. - 491 с.

7. Кальнер В.Д. Цементация и нитроцементация стали. - М.: Машиностроение, 1973. - 40 с.

8. Лахтин Ю.М., Коган Я.Д., Солодкин Г.А. Эффективность процессов химико-термической обработки // МиТОМ. - 1986. - №6. - С. 2-6.

9. Кальнер В.Д. и др. Ускорение процесса цементации предварительной пластической деформацией // Прогрессивные методы термической и химико-термической обработки. - М.: Машиностроение, 1972. - С. 91-96.

10. Федюкин В.К, Термоциклическая обработка сталей и чугунов. - Л.:ЛГУ, 1977. - 144 с.

11. А.с. №907075 (СССР). Способ обработки стальных деталей /Забелин С.Ф., Тихонов А.С. и др. Опубл. в Б.И. 1982. - №7.

12. Забелин С.Ф. Количественная оценка структурных изменений в сталях при ТЦО. - М.: ВНИИТЭМР. Деп. №119-МШ88. - 5 с.

13. Забелин С.Ф. Общие закономерности формирования цементованного слоя стали при термоциклическом режиме насыщения // МиТОМ. - 1998.- №2.-С. 2-6.

14. Баранов А.А. Фазовые превращения и термоциклирование металлов. - Киев: Наукова думка, 1974. - 232 с.

15. Забелин С.Ф., Земский С.В., Тихонов А.С. Влияние многократных фазовых превращений на параметры диффузии элементов насыщения при ХТО сталей // Термоциклическая обработка деталей машин. Волгоград: BHИИТМаш, 1981.-С. 107-113.

16. Земский С.В., Забелин С.Ф., Тихонов А.С. Расчёт диффузионного проникновения при циклическом изменении температуры // Термоциклическая обработка деталей машин. Волгоград: ВНИИТМаш, 1981. - С. 89-90.

17. Смирнов А.Е., РЫЖОВ Н.М. Массоперенос при цементации // МиТОМ - 1993. - №9.-С. 12-14.

18. Зинченко В.М. Повышение и стабилизация прочностных свойств и долговечность цементованных и нитроцементованных зубчатых колёс // МиТОМ. -1987. - №10. - С. 26 -29.

19. Зинченко В.М. Инженерия поверхности зубчатых колес методами ХТО. М.: МГТУ им. Н.Э. Баумана. 2001. 303 с.

20. Кидин И.Н., Андрюшечкин В.И., Волков В.А. Влияние дефектов структуры аустенита на диффузию углерода // Изв. вузов. Черная металлургия. - 1969. - №11. - С. 132-135.

Размещено на Allbest.ru

...