Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Теоретические основы повышения конструкционной прочности металлов и сплавов 10
1.1. Анализ существующих дислокационных теорий и механизмов упрочнения металлических сплавов 13
1.2. Влияние структурных факторов на характеристики конструкционной прочности 35
1.3. Анализ технологических способов реализации различных механизмов упрочнения при разработке упрочняющих технологий 56
1.4. Пути повышения конструкционной прочности стали на основе оптимизации структурных параметров 70
Выводы по главе 1 72
ГЛАВА 2. Разработка методологии управления структурообразованием с целью формирования в поверхностном слое структуры, обеспечивающей высокий уровень конструкционной прочности сталей 74
2.1. Графо-аналитические модели расчета уровня прочности при реализации различных механизмов упрочнения 77
2.2. Расчетные модели прогнозируемой прочности стали на основе анализа существующих дислокационных теорий прочности и механизмов упрочнения 101
2.2.1. Основные этапы разработки расчетных моделей 101
2.2.2. Расчет прогнозируемого упрочнения а - железа после лазерной термообработки 103
2.2.3. Расчет прогнозируемого упрочнения железной матрицы после лазерного легирования нитридообразующими элементами 110
2.2.4. Расчет прогнозируемого упрочнения двойных Fe-ЛЭ сплавов в результате азотирования 121
2.2.5. Оценка вклада различных упрочняющих механизмов в общий уровень прочности при лазерной термообработке, лазерном легировании и азотировании 129
Выводы по главе 2 136
ГЛАВА 3. Поверхностное упрочнение конструкционных сталей комбинированным методом с использованием пластической деформации и ультразвука 139
3.1. Методы ультразвукового поверхностного пластического деформирования 139
3.1.1. Ультразвуковая обработка (УЗО) 140
3.1.2. Виброударная ультразвуковая обработка (ВУЗО) 142
3.2. Исследование влияния параметров ультразвукового ППД на структуру и свойства поверхностного слоя сталей аустенитного (12Х18Н9Т) и мартенситного (XI5Н5Д2Т) классов 142
3.3. Исследование влияния параметров комбинированных обработок на структуру и свойства упрочненной поверхности закаленной стали 146
3.3.1. Микротвердость, структура и фазовый состав 146
3.3.2 Расчет уровня упрочнения сталей после комбинированной обработки 151
3.3.3.Оценка вклада различных механизмов упрочнения 154
3.3.4. Влияние комбинированной обработки на распределение остаточных напряжений в поверхностном слое стали 156
3.4. Исследование влияния параметров ультразвуковой обработки на износостойкость и усталостную прочность сталей 158
3.5. Исследование влияния ультразвуковой обработки на изменение геометрических характеристик поверхностного слоя сталей 162
3.6. Рекомендации по выбору технологических режимов упрочняющей обработки с применением ультразвука 163
Выводы по главе 3 167
ГЛАВА 4. Поверхностное упрочнение конструкционных сталей на основе лазерного легирования и азотирования 170
4.1. Выбор материала матрицы и типа легирующих элементов 172
4.2. Выбор технологических параметров лазерного легирования и азотирования 175
4.2.1. Исследование кинетики формирования зон лазерного легирования 175
4.2.2. Математическое моделирование процесса диффузионного насыщения азотом дискретно легированной железной матрицы с целью выявления оптимальных режимов азотирования 185
4.2.3. Рекомендации по выбору технологических режимов лазерного легирования и азотирования 196
Выводы по главе 4 199
ГЛАВА 5. Регулирование процессов структурообразования и получение регламентируемой конструкционной прочности стали при комбинированной обработке 202
5.1. Влияние технологических режимов комбинированной обработки на структуру, фазовый состав и свойства упрочненного слоя 202
5.1.1. Влияние лазерного легирования на микротвердость, строение и фазовый состав поверхностного слоя 202
5.1.2. Влияние азотирования на микротвердость, строение и фазовый состав поверхностного слоя лазернолегированной стали 213
5.1.3. Влияние старения на микротвердость, строение и фазовый состав поверхностного слоя 220
5.2. Расчет уровня упрочнения поверхностного слоя 223
5.3. Оценка вклада различных упрочняющих механизмов в общий уровень упрочнения 227
5.4. Механические свойства конструкционных сталей, упрочненных лазерным легированием и комбинированной обработкой (лазерное легирование + азотирование) 229
5.4.1. Распределение остаточных напряжений в поверхностном слое .229
5.4.2. Прочность и пластичность. 232
5.4.3. Износостойкость 238
5.4.4. Трещиностойкость и характер разрушения 241
5.4.5. Коррозионная стойкость 259
Выводы по главе 5 262
ГЛАВА 6. Рекомендации по выбору технологии и режимов комбинированных технологий для различных групп деталей машин 267
Общие выводы 270
Использованная литература 280
Приложения 300
- Анализ технологических способов реализации различных механизмов упрочнения при разработке упрочняющих технологий
- Расчет прогнозируемого упрочнения железной матрицы после лазерного легирования нитридообразующими элементами
- Исследование влияния параметров ультразвукового ППД на структуру и свойства поверхностного слоя сталей аустенитного (12Х18Н9Т) и мартенситного (XI5Н5Д2Т) классов
- Математическое моделирование процесса диффузионного насыщения азотом дискретно легированной железной матрицы с целью выявления оптимальных режимов азотирования
Введение к работе
Обеспечение научно-технического прогресса в машиностроении связано, прежде всего, с созданием новых конструкционных материалов и совершенствованием технологий их упрочнения. Благодаря успехам современного материаловедения создан широкий спектр материалов различного назначения с высокими эксплуатационными свойствами. Увеличилась доля пластмасс и композитов, а доля металлических материалов сократилась до 60-65%. Однако в ближайшем будущем наиболее распространенными среди металлических конструкционных материалов останутся сплавы на основе железа и, прежде всего, стали [1]. Поэтому проблема совершенствования технологических методов упрочнения конструкционных сталей остается весьма актуальной.
Уже с конца XX века в большой степени уделяется внимание развитию технологий поверхностного упрочнения, а не объемного. Это связано с новым подходом в оценке роли материала в обеспечении конструкционной прочности изделий, согласно которому ведущая роль принадлежит поверхности, а не объему, как это было принято ранее. Именно состояние поверхности во многом определяет уровень прочности и эксплуатационные свойства деталей машин. Это привело к появлению нового направления - инженерии поверхности, осуществляемой методами комбинированного энергетического и физико-химического воздействия. Развитие инженерии поверхности предполагает разработку технологических процессов нового уровня, позволяющих модифицировать поверхностный слой, радикально менять его структуру и свойства. Для модифицирования поверхности металлов предпочтение отдается методам управляющей обработки, использующих в качестве теплового источника концентрированные потоки энергии: ионные, лазерные, ультразвуковые, высокочастотные индукционные и другие.
В июне 2003 года Президентом РФ объявлена экологическая доктрина, в которой особое место отведено- инновационным технологиям, в частности разработке новых ресурсосберегающих, безотходных, экологически безопасных технологий.
В этой связи в области машиностроения актуальной задачей является разработка доступных, экономичных, высокоэффективных и экологически безопасных технологий упрочнения конструкционных сталей, обеспечивающих получение заданных эксплуатационных свойств.
Дальнейшая интенсификация классических диффузионных процессов путем регулирования технологических режимов не позволяет получать материалы с качественно новыми свойствами. Поэтому развитие технологий поверхностного упрочнения связывается с разработкой комбинированных технологий. В литературе имеются весьма ограниченные сведения о применении некоторых комбинированных технологических схем, при использовании которых удается получить материалы с высоким уровнем физико-механических свойств. Несмотря на несомненный научный и практический интерес, комбинированные технологии в настоящее время не получили должного развития и внедрения. Опубликованные экспериментальные результаты малочисленны и, как правило, не имеют теоретического обоснования применения той или иной схемы. Отсутствуют научные исследования и модели, связывающие структурные характеристики материалов с предполагаемым уровнем упрочнения.
В настоящее время при разработке упрочняющих технологий наиболее распространенным является эмпирический подход, базирующийся на анализе взаимосвязей структуры и свойств материалов. Такой подход не позволяет управлять структурообразованием в технологическом процессе упрочнения и влиять на ожидаемый уровень физико-механических свойств.
Решение важной научной проблемы повышения конструкционной прочности сталей возможно на основе существующих металлофизических теорий прочности путем разработки методологии управления структурообразованием, как совокупности логически последовательных теоретических, экспериментальных и технологических исследований, направленных на формирование в поверхностном слое сталей структуры, обеспечивающей высокий уровень характеристик конструкционной прочности. Однако разработка такой методологии затруднена из-за отсутствия научных исследований по применению металлофизических теорий для прогнозирования уровня упрочнения при разработке комбинированных технологий, моделированию кинетики диффузионных процессов дискретно легированной матрицы, влиянию легирующих элементов и технологических параметров на структурообразование в поверхностном слое и уровень характеристик конструкционной прочности стали. В свете выше изложенного,
Целью настоящей работы является разработка комбинированных технологий поверхностного упрочнения с использованием лазерного и ультразвукового воздействий, обеспечивающих высокий уровень физико-механических свойств поверхностного слоя конструкционных сталей на основе металлофизических теорий управления структурообразованием.
Для достижения поставленной цели в работе решаются следующие задачи:
1. Разработка методологии управления структурообразованием.
2. Анализ существующих дислокационных теорий и механизмов упрочнения металлов и возможности их применения для прогнозирования характеристик конструкционной прочности стали в зависимости от структурного состояния.
3. Выявление количественных соотношений структурных составляющих с условиями формирования в технологическом процессе и оценка их вклада в упрочнение поверхностного слоя.
4. Разработка графо-аналитических моделей расчета уровня прочности по отдельным механизмам упрочнения, основанных на использовании экспериментальных данных, полученных автором и другими исследователями, а также ряда аналитических зависимостей.
5. Разработка моделей расчета прогнозируемой прочности стали, учитывающих связи параметров структуры с характеристиками конструкционной прочности при реализации различных механизмов упрочнения. Сравнительная оценка работоспособности расчетных моделей с результатами экспериментов.
6. Разработка комбинированной технологии поверхностного упрочнения, включающей лазерное легирование, азотирование (с математическим моделированием процесса насыщения азотом дискретно легированной матрицы) и старение с учетом наиболее значимых механизмов упрочнения.
7. Разработка комбинированной технологии поверхностного упрочнения, включающей закалку ТВЧ и ультразвуковое поверхностное пластическое деформирование (ППД) с учетом наиболее значимых механизмов упрочнения.
8. Исследование влияния технологических параметров разработанных комбинированных технологий на структурообразование в поверхностном слое и характеристики конструкционной прочности сталей.
9. Оптимизация параметров разработанных комбинированных технологий поверхностного упрочнения конструкционных сталей с применением лазерного и ультразвукового воздействий.
10. Разработка методик и рекомендаций по использованию результатов исследований на практике.
Анализ технологических способов реализации различных механизмов упрочнения при разработке упрочняющих технологий
По мере потери частицами когерентности происходит нарушение идеального сопряжения решеток на межфазной поверхности, что ведет к изменению механизма торможения дислокаций: перерезание сменяется огибанием. Механизм огибания дисперсных частиц движущейся дислокацией впервые был рассмотрен Орованом [6]. Сила F сопротивления движению дислокации (рис. 1.2) будет увеличиваться с ростом размера частицы, а ее увеличение приведет к убыванию угла отрыва ф, который в пределе стремится к нулю. Дислокация выгибается в полуокружность с радиусом кривизны, равным половине эффективного расстояния X между поверхностями соседних частиц. Дислокационные сегменты смыкаются позади каждой частицы, образуя вокруг них петли Орована(рис. 1.3). Напряжение пластического течения за счет наличия в матрице неперерезаемых частиц с определенным расстоянием между ними X, т.е. так называемое напряжение Орована, может быть рассчитано по формуле: где Я = / —D, I - среднее расстояние между центрами частиц, D — средний диаметр частиц. Ряд авторов [9, 55] внесли в формулу (1.23) уточнения. Во-первых, формула Орована справедлива для регулярного расположения препятствий, тогда как в реальных металлах частицы распределены произвольно. Эшби [56] показал, что макроскопическое напряжение течения при произвольном распределении частиц связано с локальным напряжением Орована с помощью коэффициента 0,85. Именно этот коэффициент чаще всего используется для корректировки формулы Орована [9, 55, 56].
Другим важным дополнением формулы Орована явился рассмотренный Эшби [56] эффект дислокационного диполя, возникающего в результате упругого взаимодействия между двумя краями изогнутой дислокации, расположенными по разные стороны от частицы. Ширина этого диполя, т.е. расстояние между параллельными краями дислокации, равна размеру частицы D. Поскольку отрезки дислокации имеют противоположные знаки, между ними возникнет сила взаимного притяжения, которая уменьшает величину напряжения огибания на коэффициент (l/27t)ln(D/r0), где г0 -радиус ядра дислокации, принимаемый в большинстве случаев равным вектору Бюргерса. Если средний размер частиц соизмерим с расстоянием между ними, то следует учитывать взаимодействие между ветвями дислокации не только по разные стороны от препятствия, но и на разных концах одного дислокационного сегмента. В этом случае в логарифмический член в качестве ширины дислокационного диполя вводится эффективная величина 1-D [1]
Кроме того, Эшби учел различия в возникающих напряжениях в зависимости от типа взаимодействующих дислокаций. Растягивающее напряжение у краевой дислокации больше, чем у винтовой на величину коэффициента (1- у) 1, где v-коэффициент Пуассона матрицы. Для учета типа взаимодействующих дислокаций вводится коэффициент Ф, как средняя величина от значений для краевой дислокации Ф=1 и винтовой дислокации Ф=(1- v) 1. Таким образом, с учетом вышеназванных дополнений прирост напряжения сдвига по механизму огибания Орована может быть представлен в следующем виде [5, 12, 16,38,54]: Из формулы (1.24) следует, что напряжение огибания не зависит от характера препятствия, в отличие от напряжения перерезания (см. формулу (1.22)), которое определяется упругими свойствами деформируемой частицы. Это означает, что собственные прочностные свойства частицы не влияют на уровень дисперсионного упрочнения, если частицы настолько прочны, что дислокация обходит их в процессе скольжения. При этом возникающее напряжение зависит только от геометрических параметров двухфазной структуры, а именно, размера частиц и расстояния между ними. Деформационное упрочнение двухфазных сплавов с дисперсными частицами объясняется возникновением напряжений сдвига вокруг частиц в результате поперечного скольжения и образования дислокационных петель Орована, а также размножения вторичных дислокаций [31, 56, 58]. Эшби [56] показал, что вклад в напряжение течения механизмов, учитывающих поперечное скольжение, а также других факторов, таких как возможное разрушение частиц, несоответствие упругих модулей частицы и матрицы, количественно существенно ниже напряжения Орована. В большинстве случаев критическое напряжение сдвига контролируется механизмом Орована, так как прежде чем начнется поперечное скольжение, вокруг частиц уже образуются одна или несколько петель Орована. Таким образом, количественная оценка дисперсионного упрочнения по модели Орована с использованием формулы (1.24) вполне правомерна, что показано оольшим числом независимых исследований [5, 12, 24, 53, 59, 60], установившим удовлетворительное совпадение расчетов по Оровану с экспериментальными результатами для различных сталей и сплавов. Влияние структурных факторов на характеристики конструкционной прочности Основными структурными факторами, влияющими на микромеханизмы процесса разрушения, являются разориентировка элементов структуры, особенности дислокационного строения, наличие твердых растворов и дисперсных частиц. Наиболее хорошо изучено влияние размера зерна на склонность стали к хрупкому разрушению. В соответствии с теорией вязко-хрупкого перехода, разработанной Котреллом и Петчем, характеристики разрушения зависят от величины зерна, прочности материала, определяемой с учетом вклада различных структурных параметров в упрочнение стали, от поверхностной энергии, прочности блокировки дислокаций и вида напряженного состояния. Математическая связь критерия разрушения с размером зерна с учетом уравнения Петча (1.8) видна из соотношения [30, 32, 61]: куа;аз1/2 pGy, (1.25) где ky - критерий разрушения (прочность блокирования дислокаций); jj - прочность стали, определяемая вкладом упрочняющего механизма; d3 - размер зерна; Р - коэффициент, характеризующий характер нагружения материала (при растяжении р = 1, при кручении Р = 2; G - модуль сдвига; у - эффективная поверхностная энергия трещины. Если левая часть соотношения больше правой части, то сталь будет склоннна к хрупкому разрушению. Отсюда видно, что повышение всех факторов, приводящих к упрочнению, в том числе увеличение размера зерна, прочности блокирования дислокаций ку будут приводить к охрупчиванию металла. В то же время измельчение зерна положительно сказывается не только на склонности к хрупкому разрушению, но одновременно приводит к упрочнению в соответствии с уравнением Петча-Холла. На рис. 1.4 изображена зависимость предела текучести и температуры перехода в хрупкое состояние от степени измельчения зерна.
Расчет прогнозируемого упрочнения железной матрицы после лазерного легирования нитридообразующими элементами
Расчетная модель прогнозируемого упрочнения металла после различных видов технологических процессов включает в себя следующие этапы разработки: Выбор наиболее значимых механизмов, задействованных при упрочняющей технологии на основе исследования структуры. Основным критерием при выборе преимущественных упрочняющих механизмов для расчета является значение прироста напряжения за счет данного механизма, превышающее напряжение Пайерлса-Набарро ст0 (Табл. 1.1). Для Fea GQ = 30 МПа. Так, например, дислокационное упрочнение ферритной матрицы следует учитывать при плотности дислокаций более 10 см , а в аустенитной - при рд 108. При таких значениях плотности дислокаций расчетный прирост предела текучести за счет дислокационного упрочнения составляет 20...50 МПа (см. рис. 2.1). Учет субструктурного упрочнения .необходим при размерах субзерен или ячеек не более 2...3 мкм, а зернограничного при размере зерен не более 50...70 мкм. Твердорастворное упрочнение элементами внедрения (углеродом или азотом) учитывается при концентрации этих элементов не менее 0,01%. Упрочнение элементами замещения учитывается в том случае, если данный элемент не образует нитридных или карбидных фаз, т.е. находятся преимущественно в твердом растворе. Следует иметь в виду, что разные элементы замещения упрочняют твердый раствор в различной степени в соответствии с коэффициентами упрочнения (Табл. 2.1). Поэтому для получения значимого прироста напряжения концентрация элементов будет различной. Например, для хрома и никеля их концентрация в феррите должна быть не менее 1,2...2%, для молибдена не менее 5%, а для ванадия не менее
Дисперсионное упрочнение учитывается при определенных параметрах структуры: объемной доле дисперсных частиц, их размерах и расстоянии между ними. Причем минимальная объемная доля и максимальные размерные характеристики, обеспечивающие значимость дисперсионного упрочнения, зависят от типа упрочняющей фазы. Для получения суммарного упрочнения значения прироста напряжения от наиболее весомых механизмов С\ аддитивно складываются: ат=2сті. 2. Составление алгоритма расчета, включающее выбор соотношений, связывающих прирост упрочнения с соответствующими параметрами структуры. 3. Поиск исходных данных, включающих справочные значения необходимых коэффициентов, параметров и экспериментально полученных характеристик структуры. 4. Составление компьютерной программы, куда вводят базы данных или интервалы значений характеристик, например, при твердорастворном упрочнении - это концентрация легирующего элемента, при дисперсионном упрочнении -объемная доля частиц, их диаметр и расстояние между ними. 5. Проверка адекватности расчета путем сопоставления расчетных данных с экспериментальными. 6. Оценка вклада каждого упрочняющего механизма в общий уровень упрочнения с учетом их влияния на другие показатели конструкционной прочности, принятие решения о возможности управления структурным состоянием путем корректировки параметров технологического процесса. Расчет прогнозируемого упрочнения а - железа после лазерной термообработки Как отмечалось ранее, одним из наиболее прогрессивных методов поверхностного упрочнения металлов является лазерная термообработка, как в режиме оплавления, так и без него. В общем случае, большие скорости нагрева и охлаждения поверхностного слоя под воздействием лазерного излучения, приводят к повышенной дефектности структур, при этом происходит измельчение блоков, увеличение плотности дислокаций и рост напряжений в кристаллической решетке. Эти изменения в кристаллической решетке происходят не только в сплавах железа с мартенситным превращением, но и в чистых металлах вследствие больших градиентов температур. Так, после лазерной закалки изменение параметра кристаллической решетки железа Аа/а составляет 0,2-10" , тогда как у отожженного железа менее 0,1-10 , плотность дислокаций после лазерной обработки достигает 10 см против 10 см" в отожженном железе, размер зерна уменьшается до 10-20 мкм при исходном размере - 80 мкм. Лазерная обработка способствует формированию субструктуры (рис. 1.15), размер блоков после лазерной термообработки составляет 0,15...0,57 мкм, в зависимости от технологических режимов [83,84, 181]. Все эти особенности приводят к тому, что микротвердость железа после лазерной закалки выше, чем после обычных видов закалки на 1000...2000 МПа. Однако многое зависит от режимов обработки, так как при небольшой скорости лазерной обработки сталь может иметь такую же твердость, как и после обычной закалки.
При лазерной термообработке с оплавлением поверхности конечная структура формируется на стадии охлаждения расплавленного металла. Достижение высоких и сверхвысоких скоростей охлаждения позволяет осуществлять закалку из жидкой фазы. Скорость охлаждения оказывает большое влияние на строение, структуру и свойства затвердевшего сплава.
Прежде всего, при большой скорости охлаждения размер зерен уменьшается. Форма зерна и его внутреннее строение может изменяться в зависимости от скорости охлаждения [181]. При медленном охлаждении образуются крупные зерна с плоскими границами и ячеистые зерна. При увеличении скорости охлаждения наряду с ячеистыми зернами в структуре появляются столбчатые зерна, состоящие из нескольких одинаково ориентированных дендритов. Дальнейшее увеличение скорости охлаждения приводит к уменьшению разветвленности дендритов и к образованию более или менее однородной мелкозернистой структуры по всей зоне плавления.
Кроме изменения размера, формы и внутреннего строения зерен высокие скорости охлаждения повышают однородность химического состава кристаллизующегося объема сплава, так как участки зерен, затвердевшие в начале кристаллизации (центральные оси дендритов), обогащены тугоплавкими элементами, а в конце - легкоплавкими. Возникает, так называемая, дендритная микроликвация. Поскольку размеры зерен малы, то по химическому составу они более однородны, чем исходный сплав, а это приводит к улучшению многих свойств.
На основании экспериментальных и расчетных данных основных параметрах структуры, таких как относительное изменение параметра кристаллической решетки, плотности дислокаций, размеров зерна и ячеек можно рассчитать значения прироста предела текучести за счет дислокационного, зернограничного, субструктурного, а также упрочнения, возникающего от микронапряжений в кристаллической решетке. Совместное действие указанных механизмов приводит к повышению микротвердости армко-железа до 4800 МПа. Если учитывать все возможные упрочняющие механизмы, то суммарный предел текучести железа после лазерной термообработки равен где Go - напряжение Пайерлса-Набарро; Асгд — прирост предела текучести за счет дислокационного упрочнения; Аа3 - прирост предела текучести за счет зернограничного упрочнения; Лсгс- прирост предела текучести за счет образования субструктуры; А т„ - прирост предела текучести за счет микронапряжений, определяемый по формуле Аа„= (Аа/а)-Е [8].
Используя соотношения из дислокационной теории упрочнения, прирост напряжений за счет каждого из указанных механизмов может быть рассчитан для различных значений плотности мощности лазерного излучения.
В качестве исходных данных для расчета прогнозируемого упрочнения используются как справочные константы, так и экспериментальные данные, полученные для конкретных технологических параметров лазерной термообработки.
Исследование влияния параметров ультразвукового ППД на структуру и свойства поверхностного слоя сталей аустенитного (12Х18Н9Т) и мартенситного (XI5Н5Д2Т) классов
По разработанному алгоритму с использованием компьютерной программы проведен расчет прогнозируемой твердости двойных сплавов на основе железа (Fe-Cr, Fe-Mo, Fe-Al, Fe-V, Fei) и стали 38Х2МЮА после азотирования.
С целью проверки адекватности разработанной расчетной модели проведено сопоставление расчетных значений твердости с литературными данными по экспериментально измеренной твердости азотированных двойных сплавов Fe-ЛЭ и стали 38Х2МЮА [122-124] при выделении в азотированном слое нитридов легирующих элементов различной степени когерентности с матрицей.
При расчете принималось, что в азотированных сплавах Fe-Л.Э. образуются структуры зон внутреннего азотирования, т.е. легированный азотом феррит с нитридами соответствующего легирующего элемента. Это согласуется с результатами исследований авторов [124], которыми было показано, что при азотировании двойных сплавов происходят процессы, аналогичные распаду пересыщенных твердых растворов в стареющих сплавах.
Так, на основании исследования микроэлектроннограмм установлено, что при азотировании сплавов Fe-Cr, Fe-Mo и Fe-Al при температуре 540С выделяются нитриды с искаженной кубической гранецентрированной структурой В1 (типа NaCl). В системе Fe-Cr такая структура соответствует стабильному нитриду CrN с параметром 0,412 нм, в системе Fe-Mo - нитриду Mo2N, а в системе Fe-Al- метастабильному нитриду (так как нитрид A1N имеет гексагональную решетку).
Тем не менее, расчет для сплава Fe-Al вели в предположении образования A1N. Как показано в работе [123], в системах Fe-V и Fei при азотировании также образуются нитриды с решеткой В1: соответственно VN (а = 0,428 нм) и TiN (а = 0,424 нм). При температуре азотирования 550С нитридные выделения частично когерентны с матрицей, а при 620С когерентность нарушается.
Максимальной твердости соответствует структура, образующаяся при более низких температурах, когда зародыши нитридов полностью когерентны с окружающей матрицей. Нарушение когерентности и увеличение размеров нитридов приводит к уменьшению твердости. Толщина пластинок частично когерентных нитридов хрома и молибдена -2...4 нм, нитридов в сплаве Fe-Al - 3...5 нм [124], а нитридов ванадия и титана 1,4...2 нм, размеры некогерентных частиц составляют 5...10 нм. Средние значения размеров нитридных частиц из указанных литературных источников принимались для расчета упрочнения по Оровану.
Результаты расчета твердости сплавов Fe-4%Cr и Fe-4%A1 с применением модели Мотта-Набарро весьма хорошо согласуются с экспериментальной твердостью сплавов, азотированных в условиях образования когерентных нитридных выделений (рис. 2.22, а). Расчет для сплавов Fe-2,55%V и Fe-l,35%Ti дает значения твердости, близкие к экспериментальным, в том случае, если при расчете использовались литературные данные по экспериментально измеренной растворимости азота в соответствующих двойных сплавах [122, 123].
Расчет на основе модели Орована дает очень близкие к экспериментальным значения твердости при упрочнении некогерентными нитридами хрома и несколько завышенные при упрочнении нитридами ванадия и титана (рис. 2.22, б). Последнее может быть связано с погрешностью в экспериментальной оценке размеров частиц по размытию рефлексов на дифракционной картине, либо с влиянием формы реальных частиц, которая является дискообразной [123], а не сферической, как принято при расчете.
При расчетах для сплава Fe-4%Mo на основе механизмов дисперсионного упрочнения и по Оровану, и по Мотту-Набарро получаются пониженные значения твердости по сравнению с экспериментальными (рис. 2.22). Это может быть связано с тем, что в сплавах Fe-Mo возможно образование интерметаллидов, которые вызывают дополнительное упрочнение.
По разработанной расчетной модели могут быть спрогнозированы значения твердости при азотировании не только двойных сплавов, но и более сложных композиций, например, широко применяемого нитраллоя 38Х2МЮА при условии образования когерентных или некогерентных нитридных выделений.
Сталь 38Х2МЮА содержит в среднем 1,5%Сг, 0,2%Мо и 1%А1 и имеет исходную твердость 200HV [124]. При исследовании тонкой структуры азотированной стали 38Х2МЮА установлено, что механизм формирования нитридной фазы в этой стали такой же, как и в двойных сплавах, т.е. происходит образование нитридов легирующих элементов со структурой В1. После азотирования при температуре 500С образуются полностью когерентные зародыши нитридов одноатомной (по азоту) толщины (0,3...0,5 нм [58]), и такой структуре соответствует наибольшая твердость азотированного слоя(1200НУ). После азотирования при 540С нитридная фаза становится многослойной, когерентность частично нарушается и размер частиц составляет 2-4 нм. При температуре азотирования 560С размер нитридов увеличивается до 5... 10 нм, что приводит к снижению твердости до 900HV. При расчете принимали, что азотированная сталь 38Х2МЮА упрочняется за счет повышения концентрации азота в легированном феррите и за счет дисперсных нитридов легирующих элементов, суммарный вклад которых подчиняется правилу аддитивности. Для расчета по модели Орована брали средний размер некогерентных частиц нитридов 7,5 нм. Расчет дисперсионного упрочнения стабильными нитридами алюминия с гексагональной решеткой дает в два раза более низкие значения твердости, чем экспериментальные. Поэтому эту составляющую упрочнения рассчитывали, исходя из выделения метастабильного нитрида алюминия с параметром решетки 0,406 нм, как было определено в [125]. Как видно на рис. 2.22, расчетные и экспериментальные значения твердости очень близки как для случая упрочнения когерентными, так и некогерентными нитридами.
Математическое моделирование процесса диффузионного насыщения азотом дискретно легированной железной матрицы с целью выявления оптимальных режимов азотирования
Исследование влияния ультразвуковой обработки на структуру и свойства конструкционных сталей показали, что пластическое деформирование при ультразвуковой обработке (УЗО) и при виброударной ультразвуковой обработке (ВУЗО) приводит к изменениям в структуре и повышению микротвердости поверхностного слоя сталей аустенитного (12Х18Н9Т) и мартенситного (Х15Н5Д2Т) классов.
Микроструктуру упрочненной стали исследовали с помощью оптического микроскопа «Neophot -21», микротвердость измеряли на микротвердомере ПМТ-3. Характерным проявлением пластической деформации в сталях аустенитного класса является появление линий скольжения. Существенных фазовых превращений в стали 12Х18Н9Т не наблюдается. В образцах из стали Х15Н5Д2Т с различной степенью пластического деформирования существенных изменений в микроструктуре поверхности при металлографическом анализе не обнаружено. Структура представляет собой мартенсит. Металлографическим анализом с помощью электронного микроскопа в упрочненной поверхности обнаружено интенсивное дробление игл мартенсита. В процессе упрочняющей ультразвуковой обработки при постоянном прижиме инструмента технологическим параметром, определяющим степень пластического деформирования, является величина FN- m (произведение силы прижима на амплитуду колебательных смещений). Влияние силы прижима на микротвердость поверхностного слоя при обычном упрочнении и при ультразвуковой обработке показано на рис. 3.3. Видно, что применение ультразвуковой обработки позволяет получить такой же уровень упрочнения стальной поверхности, как при обычном выглаживании, но при более, чем в 2 раза меньшем усилии прижима. В результате ультразвуковой обработки увеличивается не только микротвердость, но и глубина деформированного слоя (рис.3. 4 ). Проводили исследования влияния закалки ТВЧ и комбинированной обработки (закалка ТВЧ +УЗО и закалка ТВЧ + ВУЗО) на микротвердость, структуру и фазовый состав стали 45. Экспериментально установлено, что ультразвуковая обработка дополнительно повышает уровень упрочнения поверхностного слоя по сравнению с закалкой ТВЧ благодаря повышению плотности дислокаций, дроблению субзерен и увеличению микродеформаций кристаллической решетки, что выражается в повышении микротвердости (рис. 3.5). Установлено, что после закалки ТВЧ поверхностный слой имеет три характерных зоны. Первая представляет собой структуру реечного (бесструктурного) мартенсита, пластины которого разделены мало- и высокоугловыми границами, при этом границы выявляются слабо, что говорит об отсутствии выделений на них. Вторая зона - переходная, имеет структуру троостита, а третья зона - это исходная структура, зависящая от предварительной термообработки, в нашем случае после нормализации структура состоит из пластинчатого перлита и феррита. Последующее упрочнение ультразвуковым ППД приводит к тому, что кристаллы мартенсита дробятся, получают определенную разориентировку и в структуре преобладают области, в которых трудно различить форму и размеры кристаллов, размеры реек существенно уменьшаются (рис.3.6). Ультразвуковое воздействие приводит также к изменениям и в тонкой структуре. Как правило, пластическое деформирование поверхностного слоя ведет к значительному увеличению плотности дислокаций. В недеформированных металлах средняя плотность дислокаций составляет 106...108 см "2. После обкатки роликом плотность дислокаций увеличивается до 6-Ю см" . При ультразвуковой поверхностной обработке плотность дислокаций возрастает до 3-Ю11 см"2. В ряде работ [161-165] показано, что плотность дислокаций в отожженных металлах растет с увеличением длительности воздействия ультразвуковых колебаний, достигая насыщения с течением времени (рис 3.7, а). С увеличением амплитуды ультразвуковых напряжений предельные значения плотности дислокаций повышаются и сокращается время до насыщения плотности дислокаций (рис.3.7, б). По данным работы [158], наблюдается изменение размеров субзерен /с при ультразвуковой обработке по сравнению с пластическим деформированием шариком. В соответствии с количественными закономерностями субструктурного упрочнения (Гл.2) образование ячеистой субструктуры и уменьшение размеров субзерен после ультразвуковой обработки в среднем до 0,03 мкм обеспечивает дополнительное упрочнение стали на величину Лас до 300 -350 МПа и соответствующее повышение твердости. Фазовый состав и микронапряжения исследовали рентгеновским методом на установке «ДРОН-3». Определение микронапряжений II рода проводили для стали 45, подвергнутой закалке ТВЧ и комбинированной обработке закалкой ТВЧ с УЗО и с ВУЗО с помощью рентгеновского анализа по физическому уширению линий ПО и 220 по сравнению с эталонным образцом из стали 45, отожженным в вакууме при Т=650С.
