Содержание к диссертации
Введение
1. Конструкционные стали и технологические процессы азотирования (анализ современного состояния вопроса) 8
1.1. Технологичность и структурная наследственность конструкционных сталей 8
1.2. Насыщение сталей азотом и последующая термическая обработка азотированных сталей 26
1.3. Постановка задачи 40
2. Материалы и методики исследования 44
2.1. Материалы исследования 44
2.2. Методика дилатометрических исследований 46
2.3. Методика металлографических исследований 46
2.4. Методика испытания на одноосное растяжение 47
2.5. Методика определения ударной вязкости 48
2.6. Методика контроля хрупкости азотированного слоя 48
2.7. Методика дюрометрических исследований 49
2.8. Методика рентгеноструктурного анализа 49
2.9. Методика электронно-микроскопических исследований 50
2.10. Методика определения износостойкости 51
3. Формирование структуры, структурная наследственность и свойства низкоуглеродистых мартенситных сталей 54
3.1 .Особенности формирования тонкой структуры НМС 54
3.2. Структурная наследственность в низкоуглеродистых мартенситных сталях 64
3.3. Заключение по главе 3 77
4. Структура и свойства азотированных низкоуглеродистых мартенситных сталей 80
4.1. Кинетика насыщения азотом сталей с ферритной и мартенситной основой, особенности азотирования НМС 80
4.2. Формирование градиентных структур при термической обработке азотированной НМС 91
4.4. Заключение по главе 4 105
Глава 5. Разработка технологических процессов поверхностного упрочнения деталей из НМС 12Х2Г2НМФТ 107
5.1. Определение параметров технологического процесса азотирования стали марки 12Х2Г2НМФТ 107
5.2. Технологический процесс термообработки азотированных деталей из стали 12Х2Г2НМФТ 118
5.3. Заключение по главе 5 123
Выводы 125
Список литературы 128
Приложение (акт испытаний) 141
- Насыщение сталей азотом и последующая термическая обработка азотированных сталей
- Методика испытания на одноосное растяжение
- Структурная наследственность в низкоуглеродистых мартенситных сталях
- Формирование градиентных структур при термической обработке азотированной НМС
Введение к работе
В настоящее время металлургической промышленностью России производится примерно 2000 марок сталей, рациональный выбор которых для последующего изготовления деталей машин обусловлен конструкцией детали, требуемым сочетанием механических характеристик и технологическими свойствами материала. В общем случае под технологичностью понимают «совокупность признаков, обеспечивающих наиболее экономичное, быстрое и производительное изготовление машин с применением прогрессивных методов обработки при одновременном повышении качества, точности и взаимозаменяемости частей» [1], т.е. технологичность материала это совокупность свойств, позволяющих наиболее просто, быстро, надежно и дешево осуществить изготовление детали по выбранному маршруту.
Сопоставление технологичности различных материалов можно проводить по количеству операций и переходов, определяющих общую продолжительность маршрута изготовления. Для удобства рассмотрения все технологические процессы целесообразно разделить на две группы: специальные технологические процессы, связанные с формообразованием и непосредственно обеспечивающие изготовление деталей, и процессы термоупрочнения, необходимые для формирования служебных свойств сталей. В соответствии с такой классификацией следует различать специальные технологические свойства металлов, такие как свариваемость, обрабатываемость резанием и давлением в холодном и горячем состоянии, и их технологические свойства при окончательной термической обработке: возможность проведения закалки при охлаждении с малыми скоростями, прокаливаемость, уровень закалочных напряжений, температура нагрева под закалку, склонность к росту зерна, устойчивость против окисления и обезуглероживания при нагреве [2].
Углеродистые конструкционные стали имеют ограниченное применение в машиностроении, поскольку они нетехнологичны при упрочняющей термической обработке. Низкая устойчивость переохлажденного аустенита требует ускоренного охлаждения в воде для получения мартенситной структуры, что неизбежно приводит к возникновению высоких закалочных напряжений, вызывающих коробление и образование трещин. Легирование позволяет уменьшить скорость закалки, однако повышенная устойчивость переохлажденного аустенита увеличивает риск подкаливания сталей при охлаждении с температур горячего формообразования и, следовательно, появляется необходимость проведения предварительной разупрочняющей термообработки для обеспечения обрабатываемости резанием. Операция объемной закалки наименее технологична, так как для получения мартенсита требуется ускоренное охлаждение, и в качестве закалочной среды для легированных сталей используют обычно минеральное масло. При этом снижаются закалочные напряжения, однако возникает необходимость применения дополнительных операций: очистки, промывки, иногда правки или принятия специальных предупредительных мер против коробления.
В машиностроении наиболее широкое применение нашли мало-и средне-легированные улучшаемые стали (40Х, 38ХС, ЗОХГСА, 40ХН2МА и т.п.), которые обеспечивают после окончательной термообработки (закалки и высокого отпуска) уровень прочности ств не более 1100 Н/мм2. Повышенная технологичность этих материалов обусловлена тем, что после улучшения они имеют удовлетворительную обрабатываемость резанием. Это позволяет изготавливать детали с окончательными размерами после цикла термоупрочнения, исключая черновую механическую и предварительную термическую обработку заготовок. Однако в целом улучшаемые стали малотехнологичны из-за увеличения трудоемкости цикла упрочняющей термообработки (после закалки в масле необходимы дополнительные специальные мероприятия), а невысокий комплекс характеристик механических свойств не позволяет использовать их для изготовления крупногабаритных изделий и деталей, работающих в условиях повышенных нагрузок. Также эти стали относятся к трудносвариваемым и, несмотря на ускоренное охлаждение, возможно образование при закалке промежуточной бейнитной структуры, приводящей к увеличению критической температуры хрупкости и снижению характеристик пластичности.
Проблема низкой прокаливаемости сталей может быть решена увеличением концентрации легирующих элементов. Применение более легированных высокопрочных среднеуглеродистых сталей (стали типа 30ХГСН2А, 40ХГСНЗВА с уровнем ов 1600 Н/мм2) позволяет обеспечить получение мартенситной структуры в больших сечениях, существенно уменьшить вес изделий за счет высоких характеристик прочности, достигаемых закалкой и низким отпуском [3]. Такая термообработка необходима для получения требуемого комплекса свойств, но имеет ряд недостатков как эксплуатационных (разупрочнение при повышенных рабочих температурах), так и технологических (необходимость ускоренного охлаждения в экологически небезопасных закалочных средах, ограничение времени между закалкой и отпуском, сложность окончательной механической обработки).
Проблема теплостойкости была решена применением дисперсионно-твердеющих сталей 40Х5МСФ, 40Х5МСФБ и др. Основным режимом термической обработки является закалка и высокий отпуск, при котором активно выделяются дисперсные карбиды, и формирующаяся структура обеспечивает высокие показатели прочности [3, 4]. Однако эти материалы менее технологичны по сравнению с высокопрочными, поскольку для дисперсионного твердения необходимо перевести легирующие элементы в твердый раствор, что достигается высокотемпературной закалкой с нагревом выше 1000 °С. При этом необходима закалка в масле, чтобы подавить выделение карбидной фазы при охлаждении и исключить образование немартенситных продуктов превращения.
В химическом составе подавляющего количества марок конструкционных сталей присутствует углерод, который обеспечивает требуемый уровень прочности после термообработки, за счет реализации того или иного механизма упрочнения. Однако высокая концентрация углерода ухудшает свариваемость, что является технологическим недостатком этих материалов.
В современном машиностроении в качестве свариваемых применяют стали феррито-бейнитного и бейнитного классов типа 20ХГМ, 12Х2НВФА, 20ХГСА, І0ХСНД, 14Х2ГМР, 12ХГН2МФДА и др., которые обладают низкой прокаливаемостью, поэтому закалка на мартенсит требует охлаждения в жидких средах. Высокие скорости охлаждения вызывают коробление заготовок деталей, которое тем сильнее, чем больше разница в размерах различных сечений. Особенно подвержены короблению листовые детали и сложные сварные конструкции: каркасы, стрелы кранов и т.п. Кроме того, эти стали склонны к трещинно-образованию при закалке и сварке. В отличие от высокопрочных и дисперсионно-твердеющих сталей они обладают невысокой прочностью (ав не более 1100 Н/мм2), а по сравнению с улучшаемыми - низкой теплостойкостью [5].
Высокие показатели прочности (ав до 2000 Н/мм и более), были достигнуты на аустенитных трип-сталях и мартенситно-стареющих сталях [6-8]. Однако трип-стали широкого применения не нашли из-за сложности технологического цикла и высокой концентрации дорогих и дефицитных компонентов, а объемный эффект при у-а -переходе не позволяет использовать их для прецизионных изделий.
Насыщение сталей азотом и последующая термическая обработка азотированных сталей
Особенностью НМС является минимизация деформаций при термической обработке, поэтому предпочтительно применение химико-термической обработки (ХТО), сохраняющей технологические преимущества этого класса сталей. Из широко распространенных видов ХТО достаточно часто применяют азотирование [43].
В результате азотирования сталь приобретает высокие значения поверхностной твердости, износостойкости, предела выносливости и сопротивления коррозии. На практике применяют два вида азотирования: низкотемпературный (500...600 С) и высокотемпературный (600...1200 С) процессы. Наиболее широко распространен процесс низкотемпературного азотирования, применяемый для большинства марок сталей. Азотирование выше 600 С используется для упрочнения поверхности ферритных и аустенитных сталей, а также для сплавов молибдена, ниобия, ванадия.
При азотировании железа диффузионный слой состоит из поверхностной зоны нитридов (є- и у -фазы) и зоны внутреннего азотирования (ЗВА) [44]. При насыщении образуются однофазные слои, соответствующие монофазным областям диаграммы состояния. При охлаждении в слое нитридов и ЗВА происходит выделение у -фазы вследствие уменьшения растворимости азота в а-твердом растворе и є-фазе. При низкотемпературном азотировании железа большой твердостью обладает только у -фаза (HV »500 кг/мм ), получающая малое развитие в диффузионном слое, что не вызывает значительного роста твердости, однако предел выносливости возрастает заметно.
Наличие углерода в железе при азотировании вносит некоторые изменения. Известно [45], что є-фаза в сталях имеет карбонитридный характер, а увеличение параметров решетки є-фазьі, содержащей азот и углерод, менее значительное по сравнению с насыщением стали только азотом. Поэтому в сталях -фаза менее хрупкая, обладает повышенными твердостью и износостойкостью. Растворимость углерода в у -фазе невелика, поэтому у -фаза имеет нитридный характер. В а-железе углерод уменьшает растворимость азота.
При азотировании легирующие элементы изменяют растворимость азота в феррите, растворяются в є- и у -фазах, образуют самостоятельные нитриды. Переходные элементы вольфрам, молибден, хром, титан, ванадий и, в меньшей степени, цирконий и ниобий, будучи растворены в феррите, повышают растворимость азота в а-фазе [44, 46]. Так, растворимость азота в феррите легированных конструкционных сталей (38Х, ЗОХМ, 18Х2Н4ВА, 25Х2МФА, 38Х2МЮА и др.) составляет 0,2...0,5 %, против 0,11 в техническом железе. В стали 40X13 растворимость азота в а-твердом растворе достигает 1,9 %. Алюминий и кремний при низких температурах азотирования практически не изменяют растворимости азота в а-фазе.
При азотировании сплавов железа в нитридной зоне часть атомов железа замещается легирующими элементами. Возникают комплексные нитриды и карбонитриды (Fe, Me N, (Fe, Me)3N, (Fe, Me)2N, (Fe, Me)2(N, С). В у Ф е имеют значительную растворимость алюминий, кремний и титан. Эти элементы расширяют область гомогенности у -фазы.
Легирование є-фазьі повышает ее твердость и сопротивление износу. При азотировании легированных сталей возможно образование нитридов легирующих элементов. Большинство нитридов переходных металлов относятся к фазам внедрения и имеют широкую область гомогенности. Нитриды обладают большой твердостью, высокой температурой плавления, но хрупки и не стойки против высокотемпературного окисления. Никель и кобальт не склонны к нитридообразованию в сталях, хотя известны их нитриды (Ni3N, Co3N, Co2N), которые неустойчивы и легко распадаются при сравнительно низких температурах и в вакууме [44].
Азотированию можно подвергать любые стали: улучшаемые (40Х, 40ХФА, 40ХН2МА, 20ХЗМВФ, 38Х2МЮА, 30Х2Н2ВФМА и др.), жаропрочные (15Х12ВНМФ, 37Х12Н8Г8МФБ и др.), мартенситно-стареющие (00Н18К9М5Т, 03Х11Н10М2Т, 03ХПН10М2Т1 и др.), коррозионностойкие (12X13, 30X13, 12Х18Н9Т и др.), инструментальные (5ХНМ, XI2М, ЗХ2В8Ф, Р6М5 и др.) [43-47]. Наиболее часто в производстве азотированию подвергают нитралой 38Х2МЮА. Кинетика азотирования и свойства азотированных слоев стали 38Х2МЮА хорошо изучены [44-46, 48-52]. Результаты исследований показали, что, наряду с высокой твердостью поверхности, хорошей износостойкостью и термостойкостью азотированного слоя, сталь 38Х2МЮА имеет технологические недостатки: склонность к обезуглероживанию и перегреву при предварительной термообработке, наличие множества дефектов металлургического характера, сильная чувствительность при термообработке к изменению состава в пределах марки, большая склонность к деформации при азотировании, повышенная хрупкость азотированного слоя, непригодность для изготовления тяжелонагруженных и крупногабаритных деталей, невысокий комплекс свойств сердцевины.
Обычно азотирование осуществляют после объемной термической обработки - улучшения, которое обеспечивает окончательные свойства сердцевины. В тоже время известно [53], что азотируемость стали с мартенситной структурой выше, чем у сталей после улучшения. Высокая плотность дислокаций интенсифицирует перенос азота по дислокационным трубкам, что обусловливает понижение энергии активации. По-видимому, большое количество азота в слоях с исходной мартенситной структурой способствует получению высокой твердости азотированного слоя за счет повышения упругих искажений матричной решетки и, возможно, образования более дисперсных нитридов легирующих элементов. Вероятность образования последних велика, так как в условиях повышенной дефектности структуры резко увеличивается количество мест предпочтительного скопления атмосфер из атомов азота и легирующих элементов.
Особого внимания заслуживает технология азотирования улучшаемых сталей. В общем случае технологический процесс азотирования включает следующие последовательно выполняемые операции: объемная термическая обработка, механическая обработка изделий с припуском на окончательное шлифование, азотирование, доводка.
Методика испытания на одноосное растяжение
Испытания на одноосное растяжение и расчет характеристик прочности и пластичности проводили в соответствии с ГОСТ 1497-84 [70] на пятикратных цилиндрических образцах типа III № 7 на разрывной машине Р-5 с предельной нагрузкой 2 тонны. Для снятия показаний применяли тензометрическую систему для записи диаграмм «нагрузка деформация» с применением прибора КСП—4. Скорость перемещения траверсы - 1,125 мм/мин, скорость движения диаграммной ленты 40 мм/мин., масштаб записи - 33, при чувствительности прибора х 2,5; масштаб диаграммы - 9,72 кг/мм.
Хрупкость поверхности азотированного слоя оценивали по характеру отпечатка, полученного при вдавливании индентора на приборе Виккерса при нагрузке 5 кг в соответствии со шкалой ВИАМ [45]. 2.7. Методика дюрометрических исследований
Измерение твердости на поверхности и в сердцевине азотированных образцов проводили на приборе ТК (Роквелл) по шкале HRA и HRC (ГОСТ 9013-75) соответственно. Доверительный интервал составил ±1 (HRA или HRC) единицы. Результаты измерения твердости получены как среднее арифметическое от 4 замеров. Распределение микротвердости по глубине азотированного слоя определяли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 100 г (ГОСТ 9450-76) [72]. Доверительный интервал составил ±50 МПа. Микротвердость для статистической обработки определяли при нагрузке 50 и 100 г [73]. С целью исследования фазового состава проводили рентгеноструктурный анализ на установке «ДРОН-2» в монохроматическом излучении меди при напряжении 30 кВ и силе тока 15 цА. Количество остаточного аустенита определяли по соотношению интенсивности линий (110) а-фазы и (111) у-фазы [74].
Для выявления особенностей распределения дислокаций исходили из того, что поля дислокаций вызывают смещения атомов из узлов кристаллической решетки, а это приводит к уширению рентгеновских линий. Известно, что хаотическому распределению дислокаций соответствует зависимость физического уширения линии (3 как функции от tg6, а преимущественному выстраиванию дислокаций в виде стенок малоугловых границ соответствует зависимость (3 как функции от sec9 [74]. Согласно [75] отношение tgOno/tgG220 = 0,26 определяет хаотическое распределение дислокаций, а отношение sec0nO/sec622o = 0,52 определяет упорядоченное распределение, Данные выражения проверены для ряда материалов [30]. Параметр решетки мартенсита определяли для линии (220), используя формулу sin8=A/(2a3 t a )(f +К +L) . При малой концентрации углерода степень тетрагональное невелика, поэтому вычисленные значения принимали за эффективную величину параметра решетки (ЙЭФФ)- Плотность дислокаций в мартенсите оценивали расчетным путем по данным о величине физического уширения линии (220) [75].
Тонкие фольги получали при двухсторонней электрополировке [76]. Предварительно образцы разрезали на темплеты диаметром 10 мм и толщиной 0,8...1,0 мм, затем проводили одностороннее механическое утонение на наждачных бумагах до толщины 0,06...0,09 мм. Электрополировку проводили с использованием двойного, вертикально расположенного катода из нержавеющей стали площадью 120 см в электролите состава: 860 мл ортофосфорной кислоты и 100 г хромового ангидрида; для поддержания температуры электролита в пределах 40...60 С его охлаждали проточной водой. Применяли двухступенчатую схему электрополировки: напряжение первой ступени 36 В, пинцет -закрытый двухсторонний с диаметром отверстия 3 мм; напряжение второй ступени 12 В, плотность тока 0,5...0,8 А/см2, пинцет открытый. Электрополировку вели до появления первых мелких отверстий, затем образцы промывали в дистиллированной воде, высушивали и просматривали в электронных микроскопах ЭМ-125 при ускоряющем напряжении 100...125 кВ и JEM-200 СХ при ускоряющем напряжении 160 кВ.
Испытания проводили по схеме «плоская колодка - ролик» в условиях сухого трения и трения со смазкой (в среде авиационного керосина ТС-1).
Определение износа в условиях сухого трения проводили для исследуемых сталей после азотирования (сталь 38Х2МЮА) и азотирования с последующей закалкой из МКИ (НМС 12Х2Г2НМФТ). Испытания проводили на машине МИ-1М (рис. 2.1) при линейной скорости V = 1 м/с и при комнатной температуре. Осевые нагрузки -40...100 Н. Время предварительного износа - 150 с, время окончательного износа - 250 с. После испытаний определяли длину лунки после предварительного и последующего испытания, вычисляли глубину лунки и износ в месте ее нанесения в соответствии с рис. 2.2 (ГОСТ-27860-88 [77]).
Структурная наследственность в низкоуглеродистых мартенситных сталях
Структурная наследственность в конструкционных сталях чаще всего обусловлена химическим составом, структурным состоянием и скоростью нагрева. Влияние этих факторов подробно исследовано в работах В .Д. Садовского [21-23], Н.Н. Липчина [25-28], С.С. Дьяченко [20] и др. Первоначально структурной наследственностью называли восстановление крупного зерна предварительно перегретой стали. Такое понимание наследственности дал в конце XIX века Д.К. Чернов. Современное понятие структурной наследственности не ограничивается только восстановлением размеров зерен при термической обработке. Структурная наследственность проявляется как в виде восстановления размеров зерен, так и в сохранении ориентировки кристаллитов, при этом может наблюдаться измельчение характерных элементов структуры [20, 24], что особенно важно в технологических процессах, включающих высокотемпературную обработку (сварка, лазерный нагрев, некоторые виды химико-термической обработки и др.). Сохранение крупнозернистой структуры обычно приводит к снижению характеристик механических свойств, но у низкоуглеродистых мартенситных сталей (НМС) возможно проявление иной роли структурной наследственности. Цель представленного раздела — исследование влияния структурной наследственности на фазовые превращения и характеристики механических свойств НМС 10ХЗГНМ и 12Х2Г2НМФТ.
Исследования характеристик механических свойств НМС 12Х2Г2НМФТ показали, что в широком интервале варьирования температуры нагрева под закалку с охлаждением на воздухе характеристики пластичности не изменяются, а прочность (ов, т0д), твердость (HRC) и вязкость (KCU) близки к свойствам после закалки из аустенитной области (рис. 3.6). Высокие показатели механических свойств неполной закалки являются особенностью НМС. Для низкоуглеродистых сталей обычно характерно значительное (почти в 2 раза) улучшение показателей прочности по мере повышения температуры закалки в МКИ [81]. В настоящем разделе установлено слабое влияние температуры закалки на прочность и твердость стали 12Х2Г2НМФТ и более заметное влияние на эти показатели у стали 10ХЗГНМ при закалке из межкритического температурного интервала.
В структуре среднеуглеродистых сталей после закалки из нижней области МКИ формируется трехфазная смесь феррита, мартенсита и остаточного аустенита [3]. Перечисленные составляющие существенно различаются по прочностным и деформационным характеристикам.
Структура стали 12Х2Г2НМФТ после закалки с температуры на 10 С выше Ас\ практически не отличалась от структуры образцов, закаленных с 950 С (рис. 3.7), а рентгеноструктурный анализ не выявил присутствие остаточного аустенита. Следовательно, возможно оценить долю мартенсита, образующегося при закалке, определением количества аустенита в МІСИ по дилатометрическим кривым. Как видно из рис. 3.8, а, при нагреве выше Ас\ в стали 12Х2Г2НМФТ наблюдается интенсивное образование у-фазы, и при температуре 750 С фиксируется 60 - 65 % аустенита. Примерно такое же количество аустенита образуется и в образцах из стали 10ХЗГНМ (рис. 3.8, б), однако твердость сталей различается на 10 единиц HRC.
По-видимому, невысокая твердость стали 10ХЗГНМ обусловлена процессами рекристаллизации мартенсита, протекающими при нагреве и выдержке в МКИ. После воздушного охлаждения с температур выше Ас\ на 10...30 С формируется смесь полиэдрического феррита и мартенсита (рис 3.7, в),
Закалка 900 С, 1 ч, воздух 10-11 40 36 8...12 Закалка 1220 С, 1 ч, воздух 4-5 39 34 60...90 Примечание: в числителе - балл зерна, ] в знаменат еле — размер їерна в мкм В сталях с низким содержанием углерода в структуре нет пластинчатого перлита и невелико количество карбидов, при исходной неупорядоченной структуре зародыши аустенита образуются преимущественно на границах ферритных зерен. Рост зародышей происходит по нормальному механизму, путем одиночных переходов атомов железа от исходной ОЦК-решетки феррита к новой ГЦК-решетке аустенита [41]. Растущие зерна аустенита отделены от ферритной матрицы большеугловыми границами и образуют своеобразный каркас вокруг участков избыточного феррита. С повышением температуры в МКИ количество аустенита увеличивается. При достижении критической точки Асу процесс аустенитизации завершается образованием нового комплекса мелких зерен аустенита [3]. Такой механизм аустенитизации имеет место при медленном нагреве НМС 10ХЗГНМ, в которой еще до начала превращения а-»у или непосредственно во время фазового перехода происходит формирование полиэдрической структуры ос-фазы, такую же структуру можно получить длительным высокотемпературным отпуском. Поэтому после неполной закалки стали 10ХЗГНМ формируется обычная феррито-мартенситная структура.
Формирование градиентных структур при термической обработке азотированной НМС
Азотистые стали сочетают высокие коррозионную стойкость, прочность, вязкость и износостойкость. [90-93]. Мартенситная и аустенитно-мартенситная основы этих сталей позволяют повысить износостойкость и сопротивление схватыванию при скольжении [93]. Чаще всего азотистые стали содержат высокую концентрацию легирующих элементов (05Х13Г8АМ, 03X18А1, и т.п.), а при их производстве необходимо использование компонентов с высоким содержанием азота, легко разлагающихся его соединений или активации и растворения азота в жидком металле, например, на стадии ЭШП [94, 95]. Азотистые и низкоуглеродистые стали имеют характерные преимущества, поэтому представляет научный и практический интерес получение градиентной структуры поверхностного слоя НМС с повышенным содержанием азота. Низкоуглеродистая мартенситная сталь с градиентным азотистым слоем должна обеспечить сочетание высоких прочности, пластичности, вязкости и износостойкости. В главе 3 доказана эффективность упрочнения стали 12Х2Г2НМФТ после закалки из МКИ, Данная глава продолжает исследования термической обработки, включая упрочнение азотированных НМС.
Цель раздела - исследование структуры и свойств НМС 12Х2Г2НМФТ с градиентным слоем, содержащим повышенную концентрацию азота. Азотирование низкоуглеродистых мартенситных сталей (НМС) обеспечивает получение более глубоких диффузионных слоев по сравнению со среднеуглеродистыми улучшаемыми сталями. У сталей с исходной структурной пакетного мартенсита при насыщении формируются однородные азотированные слои без хрупкой нитридной сетки по границам бывших аустенитных зерен [58]. После низкотемпературного азотирования механические свойства стали 12Х2Г2НМФТ понижаются (о г не более 1000 НУмм2), уменьшение вязкости НМС менее значительное, чем сталей типа 38Х2МЮА (табл. 4.4, рис. 4.6). Реечное строение мартенситной а-фазы сохраняется в процессе длительного выдержки при температурах азотирования и последующем нагреве в межфазную область [86].
Увеличение глубины слоя и повышение механических свойств сердцевины возможно за счет термической обработки, которая включает закалку из аустенитной области (нитрозакалка) и отпуск (старение) [45, 49]. Такая упрочняющая термообработка средне- и высокоуглеродистых сталей обладает рядом недостатков: высокая склонность к деформации и короблению, необходимость ускоренного охлаждения для формирования мартенситной структуры и исключения выделения у -фазы, обязательное применение защитных атмосфер для предотвращения д еазотирования.
Закалка из МКИ [86] эффективно упрочняет НМС. Высокие значения прочности, пластичности и вязкости сердцевины обеспечиваются наследованием структуры пакетного мартенсита. При закалке с температуры выше Ас і на 10... 50 С (t3AK = 730...780 С) формируется мелкодисперсная смесь низкоуглеродистого свежего мартенсита и мартенситной а-фазы, не претерпевшей фазовых превращений при нагреве в МКИ. Полученная структура обладает высокой плотностью дислокаций (по данным рентгеноструктурного анализа р = 2...4 хЮ11 см"2) и низким уровнем остаточных напряжений. Для получения градиентного слоя применяли закалку из МКИ (на 150...200 С ниже традиционных режимов закалки), которая обеспечила высокие механические свойства поверхности и сердцевины (табл. 4.4). Среда охлаждения (воздух, масло, вода) не существенно влияла на характеристики механических свойств стали: aQj2= 1050..Л 100 Н/мм2, KCU = 0,8...0,9 МДж/м2. Поскольку НМС закаливаются при охлаждении на воздухе, то представляет практический интерес исследование фазового состава слоя с повышенной концентрацией азота в тех же условиях охлаждения (табл. 4.5).
Закалка азотированной стали 12Х2Г2НМФТ (750 С, 30 мин) снижает наибольшую твердость поверхности с 920 до 650 HV (с 82 до 76 HRA) и увеличивает эффективную толщину азотированного слоя на 0,15 мм. Кроме того, заметна разница в характере распределения микротвердости: твердость мало изменяется при удалении от поверхности (до 0,4 мм), снижение твердости сопровождается одновременным ее увеличением в подповерхностной зоне (0,4...0,7 мм) вблизи границы слоя и в сердцевине. Это обусловлено изменением концентрации азота по сечению слоя [64].
