Содержание к диссертации
Введение
1. Обзорная глава 8
1.1 Структура мартенситной стали и превращения в ней при термической обработке 8
1.2. Понятие о структурных уровнях 12
1.3. Понятие о градиентных структурах 14
1.4. Поверхностная химико-термическая обработка стали - как способ повышения износостойкости деталей 20
1.5. Нитроцементация, процессы при её протекании и свойства стали 23
1.6. Закономерности диффузионных процессов в железе и стали 26
1.7. Система железо - углерод - азот 34
1.8. Постановка задачи 34
2. Материал и методика исследования 38
2.1. Материал исследования 38
2.2. Приборы и методы структурных исследований 39
2.3. Приготовление образцов для различных методов исследования 40
2.4. Методика количественной обработки результатов исследования 44
3. Морфология, структура и фазовый состав основных и вторичных фаз 59
3.1. Структура а-фазы 59
3.2. Структура у-фазы 77
3.3. Растворимость азота и углерода в а- и у-железе 83
3.4. Структура цементита 89
3.5. Структура специальных карбидов и карбонитридов 93
3.6. Места локализации частиц карбонитридов (Fe,Cr)23(C,N)6 и (Fe,Cr)2C0.6iN0.39 107
3.7. Заключение и выводы к гл.3 107
4. Изменение структуры стали после нитроцементации. Влияние на нее последующих термообработок 115
4.1. Градиентные структуры, возникающие в стали при нитроцементации. Структурные уровни «Образец в целом» и «Зерно» 115
4.2. Оптическая картина - карбиды и зерна. Структурный уровень «Зерно» 124
4.3. Структура исходного материала 136
4.4. Тонкая структура образовавшихся слоев в результате нитроцемента-ции. «Мезоуровень» и «Микроуровень» 139
4.5. Влияние термической обработки на качественную картину градиентной структуры на «Мезо-» и «Микроуровнях» 149
4.6. Количественные параметры градиентной структуры 153
4.7. Заключение и выводы к гл.4 168
5. Перераспределение элементов внедрения и замещения при нитроцементации и влияние последующих термообработок 171
5.1. Концентрация элементов внедрения (углерода и азота), введенных в сталь с помощью нитроцементации 172
5.2. Перераспределение элементов внедрения при термической обработке нитроцементованной стали 182
5.3. Концентрация элементов замещения (хрома), введенных в сталь с помощью нитроцементации и перераспределение их при термической обработке 185
5.4. Заключение и выводы к гл.5. 187
6. Механизмы упрочнения стали 20хн4а до и после нитро цементации 190
6.1. Анализ вкладов предела текучести исследуемой стали 190
6.2. Дислокационная структура и дальнодействующие поля напряжений, их источники и локализация 194
6.3. Влияние нитроцементации на предел текучести стали 20Х2Н4А 203
6.4. Влияние отпуска на предел текучести нитроцементованной стали 207
6.5. Заключенней выводы к гл.6 212
Выводы 214
Литература 218
- Поверхностная химико-термическая обработка стали - как способ повышения износостойкости деталей
- Приготовление образцов для различных методов исследования
- Тонкая структура образовавшихся слоев в результате нитроцемента-ции. «Мезоуровень» и «Микроуровень»
- Перераспределение элементов внедрения при термической обработке нитроцементованной стали
Введение к работе
Стали в практике человечества применяются давно и также давно исследуются. Материаловедение сталей интенсивно начало развиваться с XIX века и во все ускоряющемся темпе продолжает развиваться. К середине XX века усилиями школы академика Г.В. Курдюмова начало развиваться физическое материаловедение стали. Во многом большую роль сыграло применение рентгеноструктурного метода исследования и метода просвечивающей электронной микроскопии.
Во второй половине XX века была разработана новая методическая основа в физическом материаловедении. Она заключалась в классификации всех объектов структуры и процессов по масштабным и, соответственно, структурным уровням.
При одностороннем воздействии на материал возникают градиентные структуры. Такие структуры известны давно, но мало изучены. Первая основная трудность исследования градиентных структур заключается в строгой необходимости выполнения полных измерений. Без цифр описать градиентную структуру невозможно. Вторая трудность заключается в необходимости проводить измерения тонких параметров внутренней дефектной структуры и их измерений на небольших расстояниях. Это требует прецизионных методов исследования и тщательной отработки методики. Последняя трудность заключается в том, что основным методом в этих условиях является метод дифракционной электронной микроскопии на тонких фольгах.
Интенсивные успехи физического материаловедения сталей создали основы науки о их прочности, которые продолжают интенсивно развиваться в настоящее время. В то же время ряд важных вопросов в физическом материаловедении сталей не получил надлежащего развития. В этой связи необходимо отметить явно недостаточное внимание к дислокационной структуре сталей и ее эволюции в ходе термической и химико-термической обработки. Особенно это касается количественных параметров дислокационного ансамбля. Исследование внутренних полей напряжений, особенно локальных, в сталях различного класса к моменту начала работы было выполнено недостаточно.
Нерешенным остался еще один очень крупный вопрос по фазовым превращениям в сталях. Это - карбидные превращения в ходе химико-термической обработки.
Выше перечисленный перечень проблем и лег в основу при планировании настоящей работы.
Диссертация состоит из шести глав, введения и выводов. Первая глава - обзорная, вторая посвящена методике эксперимента и характеристике исследуемой стали. В третьей главе описана морфология, структура и фазовый состав основных и вторичных фаз независимо от термообработки образца и места исследования. В четвертой главе описаны градиентные структуры, возникающие в стали при нитро-цементации, и рассмотрено влияние последующих термических обработок. Изучение градиентных структур проведено на различных структурных уровнях, а именно, на уровнях «Образец в целом», «Зерно», «Мезоуровень» и «Микроуровень». Представлена качественная картина градиентной структуры и её количественные параметры. В пятой главе обсуждается перераспределение элементов внедрения (углерода и азота) и замещения (хрома) при нитроцементации и влияние на него последующего цикла термообработок. В шестой главе проведен расчет вкладов в предел текучести стали 20Х2Н4А до и после нитроцементации. Каждая глава заканчивается выводами. Основные выводы приведены в заключительной части диссертации.
Актуальность работы. Выяснение физических механизмов формирования и эволюции структурно-фазовых состояний в сталях является одной из важных задач современной физики конденсированного состояния, поскольку лежит в основе разработки и создания эффективных способов повышения служебных характеристик сталей. Увеличить эксплуатационную стойкость можно при использовании упрочнения стали в результате химико-термической обработки, в частности, высокотемпературной нитроцементации с созданием в приповерхностных слоях градиентных структур. Создание, поведение и свойства градиентных структур в тяжелонагру-женных условиях изучены недостаточно. Поэтому изучение фазового состава, структуры, дислокационной субструктуры в конструкционной стали мартенситно-го класса, подвергнутой высокотемпературной нитроцементации и последующим видам термической обработки представляет собой актуальную научную задачу, решение которой, несомненно, имеет важное практическое значение для установления физической природы деградации материала, для изготовления деталей от ветственных высоконагруженных машин и разработки рекомендаций по надежной безопасной эксплуатации. Установлена роль фронтальной концентрационной диффузии, восходящей диффузии, диффузии по границам зерен и дислокациям в формировании нитроцемептованных слоев стали 20Х2Н4А.
Научная новизна впервые методами современного физического материаловедения проведены комплексные послойные исследования структуры, фазового состава, дислокационной субструктуры конструкционной среднелегированной стали мартенситного класса 20Х2Н4А, подвергнутой высокотемпературной нитроцемен-тации и последующим видам термической обработки с образованием градиентного строения, изделия из которой эксплуатируются в условиях ударных нагрузок. Установлены механизмы, ответственные за формирование градиентных структурно-фазовых состояний в конструкционной стали мартенситного класса 20Х2Н4А. Выявлены закономерности изменения параметров структуры питроцементованного слоя по мере удаления от поверхности образца в глубь с позиций структурных уровней с указанием масштаба каждого структурного элемента применительно к исследуемой стали. При этом были определены: размеры зерен; объемные доли а-и у-фаз и их морфологических составляющих; размеры, плотность распределения и объемные доли карбонитридных фаз; скалярная плотность дислокаций; амплитуды внутренних напряжений; концентрационные зависимости элементов внедрения и замещения; предел текучести и вклады в него. Впервые изучены источники внутренних полей напряжений и определены параметры полей на микро- и мезоуров-нях.
Практическая значимость работы заключается в том, что совокупность полученных экспериментальных и теоретических результатов, демонстрирующих изменение параметров тонкой структуры и фазового состава лежит в основе понимания физической природы градиентных структурно-фазовых состояний, формирующихся в конструкционной легированной стали 20Х2Н4А. Указана граница применимости литературных диаграмм равновесия при анализе и предсказании процессов формирования карбонитридных фаз в нитроцементованном слое стали 20Х2Н4А. Развита методика определения концентрации элементов внедрения и па раметров градиентных слоев нитроцементованной стали. Установленные закономерности позволяют обосновать целесообразность использования высокотемпературной нитроцементации и последующих видов термической обработки конструкционных среднелегированных сталей для повышения их эксплуатационных свойств.
Достоверность результатов работы определяется корректностью поставленных задач, применением апробированных методик исследования, корреляциями между экспериментальными данными и результатами, полученными теоретическим путем. Она обеспечивается обоснованностью применяемых методов современного физического металловедения, необходимым и достаточным количеством экспериментального материала для корректной статистической обработки, сопоставлением полученных результатов с данными других авторов.
Положения, выносимые на защиту:
1. Разделение нитроцементованного слоя на 4 зоны и установление основного пятифазового состава этих зон.
2. Установление основных механизмов диффузии азота и углерода в ходе нитроцементации.
3. Градиентная структура и её параметры, возникающая после нитроцементации.
4. Механизмы упрочнения нитроцементованной стали.
Поверхностная химико-термическая обработка стали - как способ повышения износостойкости деталей
Современная практика показывает, что в процессе эксплуатации наиболее интенсивно подвергаются температурно-силовым воздействиям поверхностные слои контактирующих нагруженных деталей, в том числе зубчатых колес, которые часто преждевременно выходят из строя вследствие низких контактной, статической прочности и сопротивления усталости. Во многих случаях причины недостаточной прочности зубчатых колес остаются невыясненными, так как последующие исследования свидетельствуют о полном соответствии параметров таких зубчатых колес техническим требованиям: достигаются необходимые твердость поверхности и сердцевины, толщина слоя, микроструктура слоя и сердцевины. Следует отметить, что преждевременные поломки зубчатых колес наблюдаются и в том случае, когда их упрочнение осуществляется на современном оборудовании - в условиях автоматического регулирования углеродного потенциала. Все это свидетельствует о необходимости проведения исследований по выяснению причин пониженных прочности и долговечности зубчатых колес.
Одним из наиболее эффективных способов повышения износостойкости деталей в промышленности является химико-термическая обработка, которая воздействует на поверхностные слои металла, т.е. на те слои, в которых концентрируются максимальные напряжения, возникают трещины, развиваются процессы износа и коррозии. В промышленности наибольшее распространение получили процессы цементации, нитроцементации, цианирования, (например, в комбинированных атмосферах ускоряющий процесс насыщения, повышающий свойства поверхностного слоя и обрабатываемых деталей в целом) [131-135], азотирования, бори-рования [136]. Реже применяют алитирование (алюминирование), хромирование и сульфоцианирование стали (одновременное насыщение стали серой, азотом и углеродом).
В работах [137-141] были проведены оценки долговечности зубчатых колес, упрочненных химико-термической обработкой. Благодаря химико-термической обработке повышается стойкость металлов и сплавов против воздействия внешних агрессивных сред при нормальных и повышенных температурах (повышаются стойкость против коррозии, кислотостойкость, окалиностойкость и т.д.), а также повышаются поверхностная твердость, износостойкость, усталостная прочность, теплостойкость и срок службы деталей. В отличие от термической обработки химико-термическая обработка изменяет не только структуру, но и химический состав поверхностных слоев. Это позволяет в более широких пределах изменять свойства металлов и сплавов. После некоторых видов химико-термической обработки для улучшения свойств сердцевины и поверхностных слоев проводят термическую обработку.
Химико-термическая обработка осуществляется в результате диффузионного насыщения металла или сплава неметаллами (С, N, В) или металлами (Al, Cr, Zn, W, Mo и др.) при определенной температуре в активной насыщающей среде. В настоящее время разрабатываются режимы двойной химико-термической обработки (нитроцементация и азотирование) с последующей термической обработкой. Такая обработка, независимо от формы деталей, обеспечивает получение упрочненного слоя одинаковой толщины по всей поверхности. Она дает существенное различие в свойствах поверхности и сердцевины деталей (поверхностный слой детали, отличающийся от исходного материала по химическому составу, называемый диффузионным слоем, а материал детали под диффузионным слоем с неизменившимся химическим составом называется сердцевиной).
Химико-термическая обработка, основанная на поверхностном обогащении металлов, включает в себя три одновременно идущих элементарных процесса: а) образование во внешней среде диффундирующего элемента в активном атомар ном состоянии (углерода и азота); б) контактирование активных атомов диффундирующего элемента с поверхностью металла, адсорбция атомов и поглощение части этих атомов с установлением хи мических связей с атомами металла (абсорбция); в) диффузия-проникновение вглубь металла адсорбированных атомов. Скорость насыщения зависит от различных факторов: от концентрации, температуры процесса, давления и т.д. При данных температуре, давлении, а также составе обрабатываемого металла скорость абсорбции элемента из газовой фазы пропорциональна концентрации активной составляющей, участвующей в реакциях обмена, восстановления или термического разложения. Температура процесса существенно влияет на абсорбционную способность: чем выше температура, тем больше подвижность атомов в окружающей среде и в металле и тем больше адсорбируется атомов элемента из газовой фазы (если при этом с повышением температуры не снижается активность среды). От температуры процесса зависят глубина, химический и фазовый состав диффузионного слоя. Для получения более глубоких диффузионных слоев температура поддерживается на верхнем допустимом для данного процесса пределе, превышение которого отрицательно влияет на структуру поверхностного слоя. Глубина диффузионного слоя при данной температуре зависит главным образом от продолжительности процесса. В зависимости от обрабатываемого сплава, цели обработки, элемента, используемого для поверхностного насыщения, температура и продолжительность процесса химико-термической обработки колеблются в широких пределах: температура от 350 до 1450С, продолжительность от нескольких минут до десятков часов (при нагреве ТВЧ до высоких температур продолжительность выдержки исчисляется секундами).
Приготовление образцов для различных методов исследования
Объектом исследования являлась конструкционная легированная сталь мар-тенситного класса 20Х2Н4А, используемая для производства питроцемептованных высоконагруженных деталей шестерен для комбайнов «К-500». Эти комбайны применяются в качестве горношахтного оборудования. Химический состав исследуемой стали, соответствующий ГОСТу 4543-71, приведен в табл.2.1.
После гомогенизации и нормализации сталь была подвергнута высокотемпературной нитроцементации (поверхностному насыщению азотом и углеродом) при температуре 920С в промышленных условиях на Юргинском машиностроительном заводе. Последующая термическая обработка состояла в следующем: высокий отпуск при температуре 620С (1 час), затем закалка от 820С в масло и низкий отпуск при 180С (1 час).
Исследовалось структурное состояние материала методами оптической и электронной микроскопии и рентгеноструктурного анализа. Изучение образцов проводилось в трех состояниях: 1)до нитроцементации (исходное состояние); 2) после нитроцементации и 3) после всего цикла последующих термических обработок.
Нитроцементация привела к существенному изменению в фазовом составе, морфологии фаз и особенностей строения слоев материала, прилегающих к поверхности, на которую было оказано воздействие. Эти изменения хорошо были видны уже при небольших увеличениях в металлографическом микроскопе на шлифах, сделанных перпендикулярно обработанной поверхности. Поэтому в работе был применен метод оптической микроскопии, который контролировал и обуславливал выбор мест изучения тонкой структуры на образце. Исследование тонкой структуры проводилось на образцах, вырезанных в двух направлениях: 1) перпендикулярно и 2) параллельно нитроцементованной поверхности (подробнее см. ниже). Наряду с методом оптической микроскопии для решения задач фазового анализа, тонкой дефектной структуры материала и измерения внутренних напряжений применялись методы электронной микроскопии и рентгеноструктур-ного анализа. Подробности структурных исследований изложены в следующих разделах настоящей главы.
Структурные исследования проводились методами оптической и электронной дифракционной микроскопии и рентгеноструктурного анализа.
Металлографические исследования выполнялись на микроскопе МИМ-10 при рабочих увеличениях 50, 100 и 380 крат. Поверхность образцов для просмотра в оптическом микроскопе готовилась двумя методами: 1) методом химического и 2) методом электрохимического травления. Химическое травление проводилось в 4%-ном водном растворе азотной кислоты при комнатной температуре, электрохимическое - в 10%-ном водном растворе соляной кислоты при температуре 20-40С и плотности тока 0,5 А/см . Химическое травление позволило выявить нитроце-ментованный слой, электрохимическое - внутризеренную структуру вновь образованного слоя и основного металла.
Электронно-микроскопические исследования проведены на электронных микроскопах ЭМ-125 и ЭМ-125К с использованием гониометрической приставки и при ускоряющем напряжении 125 кВ. Рабочее увеличение в колонне микроскопа в зависимости от задачи исследования выбиралось равным от 8000 до 25000 крат. Определение размеров и объемной доли карбидных фаз, а также а- и у-фаз проводилось по изображениям, подтвержденным микродифракционными картинами и темнопольными изображениями, полученными в рефлексах соответствующих фаз. Идентификация фаз проводилась по методикам, описанным в [36,151]. Для этого использовались схемы микродифракционных картин, рассчитанные по табличным значениям параметров кристаллических решеток. Результаты, полученные методом электронной микроскопии, сопоставлялись с результатами рентгеноструктурного анализа. Для каждого исследуемого конкретного места на образце была просмотрена большая площадь фольги и отснято до 30-40 микроснимков и микродифракционных картин к ним.
Рентгеноструктурный анализ выполнялся с помощью рентгеновского ди-фрактометра ДРОН-1,5 с автоматическим сканированием рентгеновского пучка в интервале углов 19 - 150 градусов в фильтрованном Fe - Ка - излучении. Запись производилась в автоматическом режиме на диаграммную ленту со скоростью 1/2 градуса в минуту. Затем на рентгенограммах индицировались рефлексы с целью определения основных фазовых составляющих. Использование основных дифрак-ционных ма тлумо а- і_у Г фаз с применением известных методик [152,153] позволило рассчитать параметры кристаллических решеток фаз, наблюдаемых в исследуемой стали, вігутренние микроискажения и микронапряжения II рода.
Так как перед каждым методом исследования ставились и решались свои конкретные задачи, то и приготовление образцов для всех методов было различным.
Металлографические исследования проводились на образцах, вырезанных в двух сечениях (рис.2.1). Первое сечение - образец вырезался перпендикулярно нитроцементованной поверхности, второе сечение - параллельно, на фиксированных расстояниях до этой поверхности. Определение расстояния до поверхности образца осуществлялось следующим образом. Образец разрезался на электроискровом станке на ряд параллельных пластинок толщиной 0.25 - 0.30 мм (измерения проводились микрометром с точностью ±0.01 мкм). При этом режим электроискровой резки был подобран таким, что не вносил дополнительных искажений в структуру материала. Все поверхности полученных пластинок нумеровались в строгой последовательности. Расстояние до нитроцеменованной поверхности каждый раз определялось путем суммирования толщин предыдущих пластинок и учетом ширины реза, равного диаметру проволоки, с помощью которой производилась электроэрозионная резка. Математически это выглядит так:
Тонкая структура образовавшихся слоев в результате нитроцемента-ции. «Мезоуровень» и «Микроуровень»
Как видно из рис.3.2, ферритные зерна встречаются в материале в двух модификациях. Во-первых, в виде феррито-карбидной смеси, когда вігутри ферритных зерен присутствуют частицы карбида М2зСб (рис.3.2 а-в). Микродифракционная картина (рис.3.2 б), полученная с участка рис.3.2 а, доказывает наличие этого карбида, т.к. кроме рефлексов ос-фазы, относящихся к плоскости (157)а, присутствуют рефлексы карбида М23С6, образующие плоскость (552)М2зСб. Темнополыюе изображение, полученное в рефлексе [660]М2зСб, подтверждает этот факт. Во-вторых, ферритные зерна с ячеисто-сетчатой дислокационной субструктурой (рис.3.2 г-д). Микродифракционные картины, полученные с таких участков структуры содержат только рефлексы ос-фазы (на рис.3.2 д присутствует только одна плоскость (ПО) с рефлексами ос-фазы), т.е. это безкарбидный феррит.
Пример зерна пластинчатого перлита приведен на рис.3.3 (схематическое изображение его см. ниже на итоговой схеме рис.3.11). Известно [170], что пластинчатый перлит представляет собой чередующиеся параллельные пластины феррита (сс-фазы) и цементита, нередко правильной формы, расположенные на кратных расстояниях друг от друга. Цементит, являющийся химическим соединением углерода с железом (карбид железа Fe3C), имеет орторомбическую решетку (рис.3.4). Содержание углерода в цементите - 6,67 вес.% [171]. Цементит в перлите может быть легированным, т.е. атомы железа могут замещаться металлами, а именно хромом (до 20%) [158]. Взаимная параллельность пластин означает [4], что, во-первых, разные пластины одной фазы в пределах колонии имеют одинаковую ориентировку и, во-вторых, взаимная ориентировка двух фаз (их ориентационное соотношение) обеспечивает наилучшее сопряжение двух кристаллических решеток по габитусной поверхности пластинок. Известно [172,173], что между ферритом и цементитом практически в каждой перлитной колонии соблюдается одно из двух ориентационных соотношений:
Из представленного рис.З.З видно, во-первых, что пластины цементита и феррита практически параллельны между собой (рис.З .3 а). Во-вторых, микродифракционная картина, полученная с перлитного зерна (П), содержит лишь одну плоскость а-фазы, а именно (111)ос. Это указывает на то, что данная перлитная колония состоит из одинаково ориентированных пластин а-фазы. В-третьих, частицы цементита лежат в плоскости фольги (111)а // (012)ц при этом [\\0]а //[T00]v (параллельные направления а-матрицы и цементита на схеме микродифракционной картины (рис.З.3 в) указаны стрелкой). Это означает, что между кристаллическими решетками а-фазы и цементита выполняется ориентационное соотношение Бага-ряцкого - Исайчева.
Примеры бейнитных кристаллов а-фазы приведены на рис.З.5-3.6. В исследуемой стали присутствует две модификации бейнита: 1) верхний (рис.З.5) и нижний (рис.З .6) бейнит. Бейнитные кристаллы представляют собой пластины а-фазы с выделениями цементита внутри пластин. Форма цементитных выделений в пластинах верхнего бейнита подобна запятой, вытянутой вдоль ферритного участка (рис.З.5 а,б). Как видно из микродифракционной картины (рис.З.5 в) и её индицированной схемы (рис.З.5 г), между кристаллическими решетками а-фазы и цементита выполняется ориентационное соотношение Питча [172].
Внутри пластин нижнего бейнита цементитные выделения, имеющие форму тонких пластинок, вытянуты вдоль направления, которое часто образует угол 60 с длинной осью ферритного кристалла (рис.З .6 а,б). В каждом кристалле нижнего бейнита цементитные выделения - пластинки имеют только одну ориентировку, что хорошо видно на светлополыюм изображении (рис.З.6 а). Между кристаллическими решетками а-фазы и цементита осуществляется ориентационное соотношение Багаряцкого [36]: что подтверждается микродифракционной картиной (рис.З .6 в) и её индицированной схемой (рис.З.6 г).И, наконец, отпущенный (или «самоотпущенный» ) мартенсит, примеры электронно-микроскопических изображений которого приведены на рис.3.7-3.10.
Как отмечалось в гл.1, все закаленные слаболегированные низко- и среднеуглеро дистые стали обладают смешанной структурой пакетно-пластинчатого мартенсита [1-7,9-11,29-30,48,174-177], состоящей, в основном, из пакетного (реечного) мартенсита и некоторого количества пластинчатого мартенсита. Именно такой мартен сит наблюдается в исследуемой стали (см. рис.3.7-3.10). Причем качественно [6,7,9-11,29-30,175] и количественно [10,11,29,175] доказано, что пластинчатый мартенсит может быть как низко-, так и высокотемпературным. Все морфологические типы мартенсита различаются морфологией, размерами и внутренней дефектной структурой кристаллов сс-фазы, которые зависят от многих факторов [4,7,10,23,25,27,29-32,48,175-180]. А т.к. исследуемая сталь подвергается нитроце-ментации и последующей термической обработке, вследствие которых по мере удаления от поверхности образца изменяются и концентрация углерода и азота, и размеры зерен, то основными факторами при формировании смешанной структуры пакетно-пластинчатого мартенсита будут играть концентрация углерода в твердом растворе и температура превращения. Проведенные исследования показали, что во всех образцах основной морфо логической составляющей а-фазы является пакетно-пластинчатый мартенсит, при чем всегда присутствуют все морфологические типы мартенсита, а именно: пакет ный (или реечный), пластинчатый низкотемпературный и пластинчатый высоко ф температурный мартенсит. Объемная доля каждого типа, их размеры (поперечный и продольный), а также внутренняя структура зависят от обработки материала и от расстояния до поверхности образца.
Перераспределение элементов внедрения при термической обработке нитроцементованной стали
Теперь сравним расположение частиц другого карбонитрида, а именно -(Fe,Cr)2Co.6iN0.39- В а-фазе частицы этого карбонитрида располагаются на дислокациях или в объеме между частицами цементита (рис.3.33 и сравни его с соответствующими местами на рис.3.29). Другое место локализации карбонитрида (Fe,Cr)2C0.6iN0.39 - частицы карбонитрида (Fe,Cr)23(C,N)6.
Проанализируем расположение частиц обоих типов карбонитридов. Прежде всего, сделаем более удобными формулы этих соединений: формуле (Fe,Cr)23(C,N)6 соответствует формула (Fe,Cr)4CN, а формуле (Fe,Cr)2C0.6iN0.39 - (Fe,Cr)i0C3N2. Как видно из представленных формул, углеродом и азотом более обогащен карбонит рид типа M2(C,N). Поэтому, во-первых, неудивительно, что он образуется на по верхности карбонитрида типа М2з(С,Ы)б- Во-вторых, в аустените растворимость уг лерода и азота много выше (см. табл.3.2), поэтому неудивительно, что карбонитрид типа М2з(С,Ы)6 локализуется в остаточном аустените. В-третьих, комбинация це ментита и карбонитридов обусловлена частичным заимствованием карбонитридом углерода из цементита. Наконец, расположение карбонитрида на дислокациях и границах связано с тем, что первично атомы углерода и азота находились на дефек тах строения. Итак, исследования структуры стали 20Х2Н4А до и после нитроцементации, проведенные методами рентгеноструктурного анализа, дифракционной электронной микроскопии с применением темнопольнои методики и привлечением метода оптической микроскопии, показали, что данная сталь после любой обработки (как после нитроцементации, так и после последующего комплекса термических обработок) является многофазным материалом, состоящим из смеси а-фазы, у-фазы, карбидов и карбонитридов (качественный фазовый состав см. в табл.3.4).
Основную долю материала всегда составляет а-фаза, имеющая, как мы уже сообщали выше, ОЦК решетку. В зависимости от обработки образца ее объемная доля будет несколько изменяться. Термообработка материала влияет и на соотношение других фаз, присутствующих в материале. Количественное соотношение фаз на поверхности образца и в основном материале различно (см. подробнее ниже). Как видно из табл.3.4, во всех образцах присутствуют а- и у-фазы и легированный цементит. После нитроцементации появляются карбонитриды на основе хрома. Особо следует остановиться на рис.3.11, 3.17, 3.23, 3.29 и 3.33. Эти рисунки схематически интегрируют наиболее важные результаты исследования, позволяющие сделать выводы по главе: 1. Установлено, что как после нитроцементоации, так и после различных термических обработок фазовый состав стали 20Х2Н4А в общем случае пяти-фазный. А именно: а- и у-фазы, карбид железа - цементита и карбонитриды двух типов - M23(C,N)6 и M2(C,N). 2. а-фаза является основной составляющей матрицы стали и всегда представляет собой зерна различный типов: а) ферритные безкарбидные; б) феррито-карбидную смесь; в) перлитные - пластинчатый перлит и г) мартенситные -смесь пакетно-пластинчатого мартенсита (низко- и высокотемпературного), включающие кристаллы бейнита (нижнего и верхнего). 3. у-фаза представлена двумя разновидностями: равновесного и метастабилыю-го аустенита. Равновесный аустенит представляет собой отдельные зерна. Остаточный аустенит присутствует по границам мартенситных кристаллов в виде прослоек. Обнаружено две новых структурных (морфологических) разновидностей остаточного аустенита внутри кристаллов пластинчатого мартенсита и бейнита: 1) в виде скоплений по типу перлитных колоний и 2) в виде отдельных глобул. 4. Цементит - карбид железа, легированный хромом. Присутствует а) на границах а-зерен в виде прослоек, б) в перлитных зернах в виде параллельных пластин в составе колоний и в) в виде частиц стержнеобразной формы в объеме мартенситных и бейнитных кристаллов. 5. Карбонитриды - частицы, обладающие округлой формой и присутствующие на структурных уровнях от «Зерна» до «Микроуровня», т.е. имеющие размеры от макрочастиц до наночастиц. 6. Эксперимент показал, что типичным для исследуемой стали является наличие разнообразных пластинчатых структур, которые формируются при диффузионных и бездиффузионных фазовых превращениях. К их числу относятся колонии однофазных и двухфазных пластинчатых структур, реализованные внутри зерен. К однофазным пластинчатым структурам относится пакетный (реечный) мартенсит, к двухфазным - перлитные колонии («цементит - феррит»), пакетный мартенсит с остаточным аустенитом по граница реек («сс-фаза - у-фаза») и колонии остаточного аустенита внутри кристаллов пластинчатого мартенсита и бейнита в виде параллельных пластин у-фазы, разделенные прослойками ос-фазы. 7. Установлено, что кроме пластинчатых структур, которые формируются в пакеты и колонии, присутствуют структуры другой морфологии. А именно: а) прослойки по границам различного вида (частицы цементита, прослойки остаточного аустенита) и б) изолированные образования частиц вторых фаз различной формы (сферы, глобулы, стержни) и размеров (макрочастицы и наночастицы на дислокациях). 8. Выявлены различные места локализации вторичных фаз (карбидов и карбо-нитридов) - помимо объема ос-фазы, это дефекты - границы и дислокации. 9. Показано, что нитроцементация и последующая термическая обработка приводят к «конкуренции за углерод и азот» различных фаз и дефектов. Это отражается в расположении частиц вторичных фаз. В одном случае происходит выделение наноразмерных частиц на дефектах (дислокациях), в другом случае - выделение наноразмерных частиц внутри и в окрестности крупных частиц вторых фаз, а также внутри прослоек остаточного аустенита.
