Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА I. Литературней обзор. 5
1.1. О механизме формирования диффузионного слоя 5
1.2. Формирование, структура и механизм упрочнения азотированного слоя на железе 8
1.3. Формирование, структура и механизм упрочнения азотированного слоя на легированном феррите 14
1.4. Некоторые сведения о современной теории упрочняющего действия дисперсных частиц (нитридов) 22
1.5. Формирование, структура и механизм упрочнения азотированного слоя на высоколегированных сталях ферритного и аус-тенитного классов 26
1.6. О влиянии легирующих элементов на диффузию азота 33
ГЛАВА II. Методика работы 38
2.1. Сплавы для исследования 38
2.2. Технология азотирования 39
2.3. Рентгенографическое исследование азотированного слоя 48
ГЛАВА III. Влияние хрома, никеля и марганца на структуру и механизм упрочнения азотированного слоя .55
3.1. Строение азотированного слоя на железе ары ко 36
3.2. О влиянии легирующих элементов 58
3.3. Влияние никеля 59
3.4. Влияние марганца 62
3.5. О мартенситном механизме упрочнения азотированного слоя на железо-никелевых и железо-марганцевых сплавах 66
3.6. Влияние хрома 70
3.7. Об упрочнящем действии дисперсионного твещения азотированного слоя на хромистых сталях 75
ГЛАВА IV. Формирование структуры и некоторые свойства азотированного слоя на хроно-никелевых сталях (комплексное легирование) 81
4.1. Совместное влияние хрома и никеля на структуру азотированного слоя 82
4.2. О механизме формирования структуры азотированного слоя на хромо-никелевых сталях 86
4.3. Совместное влияние хрома и никеля на поверхностную твердость и микротвер дость по глубине азотированного слоя 95
ГЛАВА V. Металлографическое исследование азотирован ного слоя высоколегированных сталей 99
5.1. Желе зо-никеле вые стали 99
5.2. Железо-марганцевые сплавы 103
5.3. Железо-хромистые сплавы 103
5.4. Железо-хромо-никелевые сплавы 106
ГЛАВА VI. Влияние легирующих элементов на некоторые параметры азотированного слоя 109
6.1, Толщина слоя 110
6.2, Зона нитридов железа 121
6.3, Кэличество поглощенного азота 122
Общие выводы 127
Литература 131
- Формирование, структура и механизм упрочнения азотированного слоя на железе
- Технология азотирования
- О влиянии легирующих элементов
- О механизме формирования структуры азотированного слоя на хромо-никелевых сталях
Введение к работе
Для повышения твердости, износостойкости и эррози-онной устойчивости широко применяется насыщение поверхности стали азотом* В последние годы азотирование начали подвергать высоколегированные хромистые и xpouo-никелевые стали иартенситного, ферритного.и аустенитного классов. Быстрое развитие новой техники потребовало решения сложных задач в области применения_новых-материалов.и-технологических про^ -цессов. Подбор материалов и. разработка технологии изготовления деталей с высокой износостойкостью и другими особыми . свойствами: жаропрочностью, окалиностойкоотью, коррозионной стойкостью, парамагнитностью,. оптимальным, коэффициентом линейного расширения и др. -.одна из этих задач.
Практика показала, что во многих случаях сочетание указанных требований.наиболее полно могут обеспечить азотированные высоколегированные стали. В настоящее время широко применяется азотирование нержавеющих и теплостойких сталей.
Первые работы, посвященные вопросу азотирования
нержавеодих сталей, были опубликованы Джонсом в 1934 году[іЦ Автор установил возможность получения высокой поверхностной твердости при азотировании аустенитной нержавеющей стали. Исследования А.А.Кузнецова[ 2], Г.Ф.Кэсолапова L3J, В.Н.Бер-хина и О.М.Лахтнна[4^, проведенные в 1937-1939 г.г. подтвердили возможность азотирования нержавеющих сталей. Начиная с этого периода,поверхностное упрочнение нержавеющих сталей методом азотирования все шире применяется в машиностроении. Так штоки клапанов авиационных моторов, изготовляемые из ау-станитной нержавеющей стали упрочняются азотированием. Позд-
нее (40-50Й2. роды) азотирование стали применять для деталей
турбин, насосов и других агрегатов, выполненных из нержавею
щих сталей М. В настоящее время применение азотированных
деталей из нержавеющих сталей разнообразно. Азотируется ва
лики, втулки, золотники, стержни, муфты [б]; лопатки сег
ментов сопел турбин высокого давления К1; детали серво^уп-
равления-и лопатки турбин.реактивного двигателя детали
атомных .реакторов, работающие в воде-при температуре 260 л
давлении 200 ати[-9Ли т.д. В-целом..ряде работLKWOJ рас*-
снатривается вопрос о.возможности, азотирования деталей рабо
тающих на износ при повышенных температурах и в различных
агрессивных.средах. Упрочнение высоколегированных сталей ме
тодом азотирования.может найти большое, применение в химичес
ком машиностроении, где часто.необходима высокая износостой--
кость при повышенных температурах и в некоторых средах (втул^
ки червячных.прессов,.детали литьевых машин, элементы оснаст
ки для прессования и т.д.). . . . .......
Рациональный выбор стали для азотируемых деталей предопределяет эффективность этого метода поверхностного упрочнения. Азотируемость - азотопоглоадение, толщина слоя, твердость и ее распределение по толщине зависят при прочих равных условиях от состава стали. При оптимальном выборе высоколегированных сталей для азотируемых деталей необходимо иметь данные о влиянии легирующих элементов на азотируемость.
Несмотря на сравнительно большое количество работ, посвященных азотированию высоколегированных сталей, систематического исследования влияния отдельных элементов до сих пор проведено не было. Систематически изучалось влияние малого легирования ~до 1% [32J, что соверпенно недос«аточно для
суждения об азотируемости неркавещих сталей.
В литературе имеются данные о влиянии высокого легирования хромом и никелем, но оно определялось на промышленных марках сталей, содержащих разное количество углерода и другие легирующие элементы. Изучение совместного влияния хрома и никеля производилось зачастую при одновременном изменении того и другого элемента в сплаве.
Целью данной работы являлось систематическое исследование влияния основных легирующих элементов нержавеющих сталей - хрома, никеля и марганца на механизм формирования и свойства азотированного слоя. Исследовалось одинарное и комплексное легирование на специально выплавленных сплавах с переменным составом только по одному элементу и на промышленных марках сталей.
Кроме того, в литературе нет единого мнения по вопросу о строении и причинах резкого изменения свойств азотированного слоя на высоколегированных сталях различного состава.
Основной задачей настоящего исследования было выяснение механизма упрочнения азотированного слоя в зависимости от характера легирования. Под механизмом упрочнения подразумевается процессы, ответственные за возникновение высокой твердости азотированного слоя, т.е. причины возрастания твердости. Правильное представление о механизмах формирования н упрочнения азотированного слоя позволяет предполагать структуру слоя и предвидеть те изменения, которые могут произойти с ней в зависимости от характера легирования.
Исследовалось влияние легирующих элементов на:
I. Свойства и параметры азотированного слоя (толщина слоя, протяженность отдельных структурных зон и фазовый
состав, азотопоглощение, твердость и ее распределение по толщине слоя и пр.);
механизм формирования структуры;
механизм упрочнения азотированного слоя.
В работе показано, что механизм упрочнения азотированного слоя зависит от типа легирующего элемента. Свойства определяются характером формирующейся в процессе азотирования структуры и превращениями, протекащиыи в слое при охлаждении.
Обращалось внимание на кинетику формирования слоя, на диффузию азота в легированных феррите и аустените и ряд других вопросов, связанных с влиянием легирующих элементов на азотируемость высоколегированных сталей.
Формирование, структура и механизм упрочнения азотированного слоя на железе
Последовательность образования фаз в азотированномслое на железе определяется диаграммой состояния F&-NС рис.1). Система характеризуется наличием эвтектокдного пре вращения №— 0 + FQ N И ограниченной раствори мостью азота в р я ос -фазах. Фазы - & я -/"- твердые растворы азота в объемно- и в гранецевтрированной решетках железа. Фаза - г Саэото-оодержащий аустенит) структурно изоморфна аустениту системы железо-углерод [33] .
Нитриды - ґ , и р „ существующие в интервале концентрации азота - фазы внедрения.Фаза -г существует в сравнительно узкой гомогенной области я в идеальном случае соответствует составу FfyA/.
Фаза - 5 простирается приблизительно от состава F&A/ до FG-N И охватывает широкую область концентраций.
Структура f -фазы, которой подходит структурная формула FQ2N -орторомбичеокая, Оледует отметить, что в принятую ранее диаграмму состояния этой системы в последнее время внесены некоторые изменения [33-37] , Предел растворимости азота в нитриде i 7( FOyN} установлен в диапазоне 5,3-5,7556 А/ (вместо 5,5-5,95 /1/). Нитрид - $ присутствует в диффузионном слое при концентрации азота, начиная с П,1 - llt35%A/. В пределах 11,0-11,1%/Vпростирается двухфазная область + / В таблице I приведены сведения о периодах решетки я областях гомогенности отдельных фаз системы Fe-A/ [33-37J.
При диффузии азота в железо на поверхности последнего имеет место последовательное образование стабильных при данных условиях фаз - ос9 г , г и 6 . В работе [32] формирование азотированного слоя на железе описывается следующим образом: В начальный момент диффузия азот проникает в ос -железо. Образующийся при этом азотистый феррит представляет собой раствор с наличием обычных концентрационных флуктуации по объему. Повышение содержания азота в растворе до предельной растворимости, определяемой изотермическим разрезом диаграммы состояния , ведет к увеличению числа и размеров флуктуации обогащения. В результате образуются участки, обогащенные азотом до концентраций, отвечающих следующей стабильной при данных условиях фазы системы железо-азот. Бели температура наенцения азотом ниже эвтектоидной образуется Г -фаэа, вине эвтектоидной - У -фаза. Дефицит азота в обедненных, соседних с вновь образованной фазой, участках компенсируется диффузией из насыщенного Ос -раствора, в который непрерывно поступает адсорбированный азот от границы раздела газ-металл. Ю.М.Лахтин отмечает, что новая фаза будет устойчива, если обедненные за счет ее появления объемы твердого раствора будут достаточно быстро насыщаться до предельной растворимости C32J . в связи с этим новая фаза должна образовываться сначала у поверхности и далее у границы - насыщенный ос -твердый раетвор - Ґ Ґ - фаза % и дальнейшем поступлении азота из газовій фазы но аналогичной схеме происходит перестройка гранецентрированной решетки ґ Ґ " фазы в гексагональную решетку -фазы, которая в свою очередь образует -фазу.
Итак, при диффузии азота в железо на поверхности последовательно образуются фазы, располагающиеся при темпе ратурах процесса следующим образом от края к сещцевине:
Миграция границ взаимодействия -фазы с г- О ) и Г- ІҐ ) с ос -фазой идет вглубь железа фронтально. На границе между отдельными слоями устанавливается резкий перепад концентраций (рис.2). А.Н.Минкевич отмечает, что верхняя точка на кривой; относящейся к режиму 700С - 16 г. соответствует -фазе [38] . При медленном охлаждении от температуры диффузии происходит распад -, -, jr- и ос -фаз и строение азотированного слоя становится следующим:
Процесс изотермического превращения аустенита в сплавах железа с азотом аналогичен такому же процессу в сплавах железа с углеродом [39], однако, при всех температурах изотермическое превращение в сплавах с азотом идет медленнее, чем в сплавах с углеродом. Азотистый аустенит существенно устойчивее в отношении мартевситного превращения по сравнению с углеродистым. При введении ,6#/1/ в эвтехтоидные углеродистые стали мартенситная точка снижается с 205 до Г30 [40] . Точный ход мартенсятной линии в системе железо-азот еще не определен.
Важное значение имеет вопрос о механизме упрочнения азотированного слоя как на железе, так и на легированных сталях, механизм упрочнения не ясен особенно для высоколегированных сталей. В данной работе этому вопросу уделяется много внимания.Повышенная твердость (200-300 Н,) азотированного слоя на железе создается за счет поверхностной зоны нитридов железа. По окончании зовы нитридов железа твердость снижается до твердости сердцевины [42; 32] . Утверждение, что максимум твердости находится в области -фазы [42] , более поздними исследованиями не подтвердилось [41] . Наиболее высокая твердость в нитридной зоне зафиксирована в области /Г/-фазн (рис.3). Отмеченное Ыейером и Хоброком М повышение твердости на некоторой глубине азотированного слоя, объясняемое ими пересыщением железа азотом, а также выделением высокодисперсных нитридов, коагуляция которых еще не произошла, не подтвердилось другими исследованиями W; 32J н др. .
Наиболее известным структурным признаком содержащего азот железа являются иглы нитридов, которые можно легко распознать в азотированном электролитическом железе М . Ю.М.Лахтин указывает на важный момент для определения механизма упрочнения азотированного слоя &2] : "При быстром ох лаждении Сот температура процесса) в масле нитридные иглы в t-фазе отсутствуют. Это показывает, что образование избыточных нитридов имеет место не в процессе диффузия, а в период последующего охлаждения". Следующий отсюда вывод, что "образование двухфазных слоев между ее , У%-/ И & не имеет мее-то", не является исчерпывающим. Образование избыточных нитридов в процессе охлаждения вызывает упрочнение азотированного слоя.
В работе №) указывается, что при азотировании железа и малоуглеродистой стали ниже эввектондной температуры фиксируется образование твердого раствора внедрения. Диффузия азота вглубь образца происходят без образования нитридов. Закалка в воде фиксирует это состояние при комнатной температуре, Последупцее естественное или искусственное Спри 50 -- 100С) старение приводит к значительному повшению механических свойств в азотированном железе и малоуглеродистой ста-ли. Для малоуглеродистой стали б$ повышается от 30 кг/мы в исходном состоянии до 42 кг/мм после азотирования и до 63 кг/мм. после естественного старения.
Выделение второй фазы (/"О в процессе охлаждения из ос -твердого раствора из-за уменьшения растворимости азота с понижением температуры , также, как и выделение Г -фазы из пересыщенного л-твердого раствора в процессе старения является дисперсионным твердением -твердого раствора. Незначительный эффект (низкая твердость) от такого упрочнения слоя на железе я малоуглеродистых сталях объясняется, как это показано ниже, в основном характером процесса выделения Ґ /FQ4№)-фазы и ее свойствами.Результаты рентгеновского и электронномикроскопячес
Технология азотирования
Данное явление можно объяснить спецификой формирования слоя на высокохромистых сталях и распространением пластической деформации. Отжиг уменьшает шелушение. Следовательно, именно наклеп можно считать основной причиной дефектности азотированного слоя на нержавеющих сталях.
При азотировании высокохромистых сталей на поверхности образуется тонкая зона легированных хромом нитридов железа и далее вглубь слой оостоит из ос -фазы и СъА/ (см.гл.Ю. Микротвердость резко падает при переходе от слоя к сердцевине, причем по всей толщине слоя твердость одинаково высокая Ссм.гл.Ш), Образование нитридов хрома сопровождается увеличением удельного объема, которое вызывает сжимающие напряжения в слое и растягивающие в сердцевине. При длительном азотировании высокохромистой стали (25-IOOv.), т.е. при высокой концентрации азота,ежи-мающие напряжения достигают 200 кг/мм [ЮІ]. Резкое отличие твердости сердцевины (Н200) от твердости слоя ( Н 8Э0-1000) является прямым указанием на высокие внутренние напряжения.
Пластическая деформация увеличивает скорость диффузии за счет уменьшения энергии активации, увеличения концентрации .точечных дефектов (вакансий, дислокаций). Дислокации оказывают особенно большое влияние на подвижность атомов, образующих растворы внедрения атомов, которым энергетически целесообразно располагаться в областях около дислокаций, группируясь в зоны Коттрелла Q02]. Повышенная скорость диффузии в зоне деформации приводит к образованию тонкого азотированного слоя высокой концентрации. К тому же в результате ускорения диффузии под действием остаточных напряжений Q03,I0%] возможна миграция атомов хрома к участкам скопления атомов азота (зонам Коттрелла), приводящая также в начальный момент азотирования к образо ванию поверхностной нктридной зоны. Дальнейшее формирование слоя идет замедленно, диффузией через нитридную зону.
Высокие напряжения сдвига, возникающие из-за увеличения объема, вызывают тангенциальные напряжения, приводящие к разрушению микрослоя. Известно, что при азотировании высокохромистых сталей в результате действия этих сил иногда происходит набухание слоя, сопровождающееся понижением его твердости, в результате чего релаксируются нормальные напряжения Bofl.
Зона распространения пластической деформации при тонком шлифовании много тоньше обычной глубины слоя при азотировании. Ускоренно образующийся в этой зоне слой легированных хромой нитридов железа именно вследствие своей малой толщины оказывается недостаточно проиным и разрушается (шелушение) под действием тангенциальных напряжений. С увеличением глубины деформации толщина этого слоя растет и тем самым его склонность к разрушению уменьшается. Шелушение сменяется сыпью, а при достаточно высоких степенях деформации - редкими крупными пузырями.
Если зона наклепа отсутствует, например, она удалена травлением, азотированный слой растет медленнее, равномернее. Увеличение удельного объема при этом также приводит к возникновению значительных сжимающих напряжений не превышающих, однако, прочность слоя.
Чем тоньше азотированный слой высокой концентрации, чем быстрее он образуется и чем резче перепад концентраций на границе этого слоя, тем вероятнее его разрушение (шелушение, вспучивание). Рентгеноструктурный анализ продуктов шелушения фиксирует в основном -фазу - легированный хромом нитрид (FQ, CtLN Ж незначительное количество у -фазы fFe,CzL/\/. Этими же причинами можно объяснить повышенную склонность крупнозернистой стали к шелушению. По границам зерна,ввиду повнвенной скорости диффузии,сравнительно быстро формируется слой ВЫСОКОЙ концентрации. Разница в скоростях диффузии по зерну и по его границам особенно значительная при диффузии атомов внедрения в феррите. При крупном зерне на границах образуется нитридный слой, в то время как зерно еще не насыщено; возникает резкий перепад концентраций и происходит разрушение слоя. При достаточно мелком зерне столь резкого перепада не должно быть.
Итак, основной причиной дефектности азотированного слоя на высоколегированных сталях можно считать гетерогенность диффузии. Наиболее рациональным способом ликвидации наклепа оказался рекристалиэационный отжиг, который проводился перед азотированием без промежуточного охлаждения, непосредственно в печи для азотирования. Выли опробованы две нагревательные среды: полностью диссоциированный аммиак и очищенный от кислорода гелий. Образцы, подготовленные по описанной методике, загружались в кварцевый реактор под током защитного газа и подвергались отжигу. После отжига температура печи снижалась до заданной для азотирования. Образцы не охлаждались до комнатной температуры, это обеспечивало одинаковое состояние металла по всему сечению.
Исследовалось влияние температуры отжига 680, 7ЭЭ, 880С при постоянной продолжительности 30 мин. Оказалось, что 30-нинутная выдержка при температуре 78)С обеспечивает отсутствие сыпи и шелушения Срис. f5 1,д )- Температура 680С была недостаточна, а температуру 880С можно считать чрезмерно высокой.
Затем исследовалось влияние продолжительности отжига С см.табл.5). О увеличением температуры уменьшается длительность выдержки, необходимой для ликвидации поверхностных дефектов Срис. І6 ).
О влиянии легирующих элементов
Было проведено азотирование сплавов систем Fe Ct , Fe-NL и FQ-Mn (табл. 7 ). Влияние хрома, никеля и марганца на структуру азотированного слоя определялось посредством послойного рентгеноструктурного и металлографического методов анализа. Кроме того, исследовались свойства слоя: микротвердость по толщине слоя и поверхностная твердость. Анализ данных о влиянии легирующих элементов на структуру слоя и его свойства позволил подойти к выяснение.влияния хрома, никеля и марганца на механизм упрочнения азотированного слоя.
Поскольку по возрастание устойчивости нитридов исследуемые металлы располагаются в ряд F8—Mn -C% [Юб] , можно было ожидать появления более устойчивых нитридов хрома и марганца. Однако, ни в одном случае в поверхностной зоне не было обнаружено нитридов легирующих элементов. Возможно это является следствием того, что для образования, например, нитридов хромаCtN требуется 21$ азота, твгда как для образования V (Fe4N) всего 5,9# азота, z С Fe2M ) - W-1%. Это еще одно косвенное подтверждение того, что формирование азотированного слоя идет по диффузионному механизму. Сначала насацается азотом ос -фаза, при достижении достаточной концентрации азота происходит х—у-превращение, затем насыщение азотом аустенита до предельной концентрации "а " ( 2,6#) и только после этого образование нитридов. Флуктуации концентраций азота в пределах 2,б (концентрация азота в аустените) - б# (концентрация азота в FB N ) приводят к образованию У -нитрида. Образование же нитрида СгА/ требовало бы перехода от аустенита концентрации 2,6$ N к CzN 2I$/V , что по обычному механизму флуктуации концентраций менее вероятно.
Бели бы формирование слоя при азотировании шло по "реактивному" механизму, то на поверхности должны были бы образоваться наиболее устойчивые химические соединения; этого не наблюдается.
При азотировании двойных сплавов Fa-Cl tFQ Mnt FB-NL , а также тройных FB—NL—C1 (В пределах изученных концентраций, при данном режиме азотирования) образуется слой, принципиально подобный азотированному слою на железе. От поверхности к центру: нитриды железа, азотистый аустенит и азотистый феррит. Конечно, в легированных сталях все три зоны азотированного слоя содержат легирующие элементы. Под влиянием легирования изменяются, чаще всего снижаются, коэффициенты диффузии азота, т.е. уменьшается толщина слоя [32j. Резко меняется соотношение между зонами, однако, принципиально строение слоя сохраняется. Напротив, свойства слоя, в частности, основной показатель качества азотированной стали - тверость и ее распределение по глубине слоя меняется при легировании очень резко. Такое изменение не может быть вызвано только легированием перечисленных выше фаз.
Исследование показало, что механизм упрочнения азотированного слоя на легированных сталях принципиально отличается от азотированного железа. Упрочнение слоя в легированных сталях происходит, главным образом, в процессе охлаждения и его механизм может быть различным при разном легировании.
Как показало исследование, влияние никеля в основном определяется тем, что он является элементом аустенитообразующим и не образующим нитридов. Влияние никеля на структуру азотированного слоя уже достаточно четко проявляется посредством металлографического анализа . Данные послойного рентгеноструктурного анализа позволили выяснить природу фазовых составляющих азотированного слоя и изменение фазового состава по его глубине. На рис. /8 приведены: а) данные послойного рентгеноструктурного анализа в координатах: % фазовых составляющих - глубина слоя; б) микротвердость по глубине слоя при разном содержании никеля в сплаве.
Никель резко уменьшает зону нитридов железа С , у ), Если на железе она была равна 0,П мм, то уже Щ никеля сужают ее до 0,076 мм, а при "Щ никеля она равна 0,013 мы. Причины такого влияния никеля на толщину зоны нитридов железа будут рассматриваться ниже (см.гл.УІ). Зона нитридов железа на никелевой стали из-за малой ее толщины и невысокой твердости А/ г 00) практического значения при азотировании не имеет.
Основной частью азотированного слоя на стали, легированной никелем, оказалась зона азотисто-никелевого аустенита. В процессе азотирования образуется значительная зона аустенита, соответствующая, как это будет показано ниже, широкой области концентрации азота. С увеличением содержания никеля (аустенитообра-зователь) естественно снижается количество азота, необходимое для х ——Ґ - превращения. Общая протяженность зоне, образующегося аустенита, в слое на стали с % никеля - 0,25 мм, т.е. в 16 рая больше аналогичной зоны на железе ( 0,016 мм).
Результаты металлографического исследования азотированного слоя рассматриваться ниже. Исследование показало (рис./ 9), что в зоне азотисто-никелевого аустенита образуются три области разного строения.
Область If непосредственно прилегающая к нитридной зоне (максимальное содержание азота), представляет собой смесь аустенита и нитридов железа. Можно полагать, что на тройной диаграмме FQ-NI—N такой состав соответствует устойчивому до комнатной температуры аустениту. Образование нитридных фаз может происходить как в процессе азотирования, так и при охлаждении вследствие изменения растворимости. При повыв єнии содержания никеля в сплаве уменьшается количество нитридов и снижается твердость этой области.
Область 2 - азотисто-никелевый аустенит (без нитридов) расположена глубже при меньшем содержании азота. С увеличением содержания никеля эта область расширяется (рис./ ). Твердость весьма низкая (200/ /), ниже твердости феррита в сердцевине никелевой стали (300//#). Снижение поверхностной твердости азотированного слоя на никелевой стали (рис. 2,0) объясняется продавливанием тонкого нитридосодержащего слоя и низкой твердостью подслоя - азотисто-никелевого аустенита (зона 2)х .х Если учесть, что микротвердость на поверхности при любом исследованном содержании никеля оставалась примерно одинаковойто измерение поверхностной твердости не отра жает истинную поверхностную твердость. Если поверхностная твердость составляет WO/Іу при нагрузке Ю кг, то глубина проникновения индентера будет равняться 0,115 мм, что больше толщины нитридной зоны азотированного слоя на железе и значительно больше распространения нитридной зоны при легировании. В связи с этим на величину поверхностной твердости будет влиять твердость подслоя (азотисто-никелевого аустенита).
О механизме формирования структуры азотированного слоя на хромо-никелевых сталях
Можно попытаться выяснить ряд вопросов, относящихся к механизму формирования структуры азотированного слоя на хромо-никелевых сталях ферритного и аустенитного классов, связывая изменение количества азота, растворенного в аустените, со структурой слоя и легированием. Определились параметры решетки остаточного азотистого аустенита и их изменение по глубине азотированного слоя. Определялось также изменение.соотношения / и оС -фаз по глубине слоя (область Ш), На рис.31 показано влияние хрома при постоян ком никеле С А/с 9$) на а) Параметр решетки остаточного азотистого аустенита и б) количественное соотношение f и ос-фаз по глубине азотированного слоя. У поверхности азотированного слоя концентрация азота в аустените наибольшая, Параметр решетки аустенита на всех иссле дованных сталях Со 6;9;12;22# ?7 при 9%М ) одинаков и соответ ствует 3,6223 КХ Сточка С). Структура слоя при таком содержании азота - легированный азотистый аустенит и нитриды железа С пґ ) Нитриды железа образуются в основном в процессе азотирования. В глубину слоя, т.е. при снижении %А/ t параметры решетки аусте нита уменьшаются по-разному в зависимости от состава стали. Структура слоя - легированный азотистый аустенит. При концентра ции азота в аустените, соответствующей параметрам 3,5829 КХ на стали с %Сг и Н№ Сточка в) и 3,6157 КХ на стали с ZZ%Ct и % ML Сточка а), наряду с К -фазой зафиксированы следы ос -фа зы й гИ/Сточки в , а ). Образование ос -фазы сопровождается появлением нитрида CtN Следы ос -фазы и нитрида хрома СЛЛ/) обнаружены в слое на расстоянии от поверхности 0,075 мы, 0,063 мм Сточка вО и 0,042 мы Сточка а/) соответственно на сталях с ЩСг и %NL , %С% и 4NL . Щ Сг и 4NL Срис?У ). Далее в глубину слоя резко уменьшается количество остаточного аустенита и увеличивается количество ос -фазы Срис. ///). Одновременно с этим уменьшаются параметры решетки аустенита Срис?/а). Наимень шему параметру решетки аустенита соответствует наибольшее коли чество ос -фазы: сталь с Ь%С% ъ% NL _ параметру 3,5829 КХ со ответствует 60$ ос -фазы Скривая I); сталь с %СЪ и %NL параметру 3,5734 КХ соответствует 90$ ос -фазы Скривая 3); сталь с 22# ?Z и 9%/Vi - параметру 3,5829 ЮС соответствует 50# ос -фазы (рис..?/ ). Наибольшее количество нитридов хрома фиксируется при максимальном количестве ее-фазы. На рентгенограммах проявляются наиболее явные следы нитридов хрома ( ЛО. Параметр решетки остаточного азотистого аустенита к концу слоя резко возрастает: на стали с Щ Сг и ЧА/с от 3,5829 ЮС до 3,5959ЮС; на стали с ЧС% и НА/1 от 3,5734 КХ до 3,5992 ЮС. Одновременно с этим количество остаточного аустенита в этих сталях также увеличивается до наибольшего, а количество ос -фазы уменьшается до наименьшего на конце слоя (сталь с 6% Съ и %№ - 70$ у -фазы; сталь с Ли %ft/l - 8Э# г -фазы). Параметр решетки аустенита в слое на стали с Ъ-ЩСъ и НА/1 (исходная структура стали аустенит и 5# феррита) остается на минимуме (кривая 2) без изменения до конца слоя и равен параметру решетки аустенита стали (3,5Є29 ЮС). Приведенные экспериментальные данные позволяют подойти к выяснению механизма формирования структуры азотированного слоя на xpouo-никелевых сталях.
Фазовый анализ показал, что при всем исследованном диапазоне легирования в азотированном слое хромо-никелевых сталей сохраняется область легированного азотистого аустенита (область П) Это позволяет считать, что в процессе азотирования слой имел аус-тенитное строение. Если бы нитриды хрома (lA/ ) образовывались в период азотирования, то они были бы обнаружены и в области чистого аустенита, где азота больше. Однако, нитриды хрома (СьЛ/ ) зафиксированы при меньшем содеркании азота и только наряду с ос -фазой (область Ш). Возникновение нитридов хрома следует очевидно связывать с Ґ-—«- ос - превращением при охлаждении.
О том, что при температуре процесса азотирования слой имел аустенитное строение и что структура слоя формируется в процессе охлаждения свидетельствует также следующий факт: Кэнцентрация азота в аустените слоя должна уменьшаться от максимальной на поверхности до минимальной в глубину слоя. На поверхности она равна предельной растворимости азота в аус тените. Минимальная концентрация азота соответствует такому его количеству, которое необходимо для ос -V -превращения в про цессе насыщения, если исходная структура стали - феррит. Если исходная структура стали - аустенит, то минимальная концентрация азота, растворенного в аустените, может быть бесконечно малой. Обнаруженное повышение концентрации азота в остаточном аустени ните Срис. /оО указывает на диффузионное перераспределение азо та в процессе г-—— ос -превращения, т.е. на превращение аусте нита. При медленном охлаждении от температуры процесса азотирования (620С) достаточно большой температурный интервал в принципе может позволить развитие любого процесса превращения аустенита, начиная от диффузионного распада и кончая мартенсит-нам превращением. Механизм превращения азотистого аустенита слоя оказался различным в зависимости от его концентрации по азоту, т.е. по глубине слоя. Аустенит, расположенный на конце слоя, имеет самую высокую температуру V ос -превращения, т.е. самую большую склонность к диффузионному распаду. Однако, обнаруженное повышение параметров решетки остаточного аустенита указывает на превращение в промежуточной области. Одно из первых исследований периода решетки остаточного аустенита после промежуточного превращения в различных легированных углеродистых сталях было проведено Л.М.Певзнер.Г.М.Ровенским, Т.Д.Кубышкиной [ІІ5] . Они показали значительное обогащение остаточного аустенита углеродом после частичного превращения в промежуточной области. Можно считать, что в данном случае наблюдается аналогичное явление.
