Содержание к диссертации
Введение
1. Анализ путей интенсификации процессов насыще и повышения конструктивной прочности сталей ри химико-термической обработке 9
Основные закономерности и недостатки процессов поверхностного асыщения и упрочнения сталей при изотермической ХТО 9
Методы интенсификации процессов химико-термической обработки талей 19
Влияние структурно-фазового состояния дефектов кристаллическо о строения и фазовых превращений в стали на диффузионную под ижность элементов 25
Термоциклическая обработка как эффективный метод повышения онструктивной прочности сталей 30
Обоснование использования режимов термоциклирования при х ико-термической обработке сталей 35
2. Закономерности процессов диффузии и диффузион ого насыщения сталей при термоциклическом воздействии на материал 43
Материалы и методика проведения исследований термоциклической и имикотермоциклической обработки сталей 43
Закономерности кинетики процесса формирования диффузионного лоя 49
Закономерности изменения структуры при формировании диффузион ого слоя 57
Влияние структурно-фазового состояния стали на параметры диффузии глерода 66
Влияние режима термоциклического воздействия на параметры диффу ии углерода 76
Влияние структурных несовершенств на процесс диффузионного насыщения 81
Выводы по главе 2 87
Закономерности изменения структуры и физико-механических свойств сталей притермоциклическом воздействии 92
Изменение микроструктуры сталей при ТЦО 92
Изменение тонкой структуры (субструктуры) сталей при ТЦО 98
Результаты рентгеноструктурного анализа 105
Результаты метода внутреннего трения
Деформации и внутренние напряжения в стали при ТЦО 111
Деформация в процессе термоциклического воздействия на сталь Релаксация напряжений при ермоциклировании сталей
Влияние термоциклического воздействия на механические свойства талей 130
Оптимизация параметров режима термоциклического воздействия ля решения различных технологических задач 133
3.5.1. Математическое планирование эксперимента и регрессионный анализ модели
3.5.2. Оптимизация процесса на основе шагового метода поиска экстремума функции Схема (модель) расчета оптимальной скорости нагрева при ТЦО 150
Механизм активации и основы кинетической теориипроцессов насыщения при термоциклическом воздействии на материал 156
4.1. Механизм активации процесса насыщения при ХТЦО 156
4.2. Некоторые вопросы теории диффузии при термоциклическом воздействии на материал 158
4.3. Оценка активации процесса диффузионного насыщения металлов при ХТЦО 167
4.4. Кинетическое уравнение для описания и оценки интенсивности процессов диффузионного насыщения 173
5. Основы технологии процессов хтцо сталей и перспективы развития метода 179
5.1. Основные принципы технологии ХТЦО сталей 179
5.2. Обоснование выбора технологической схемы процесса ХТЦО для цементации и нитроцементации сталей 182
5.3. Обоснование технологических параметров процесса ХТЦО при низкотемпературном азотировании 192
5.4. Влияние режима ХТЦО на конструктивную прочность сталей 199
5.4.1. Влияние ХТЦО на прочность и пластичность сталей
5.4.2. Влияние ХТЦО на износостойкость сталей
5.4.3. Влияние ХТЦО на усталостную прочность сталей
5.5. Технологические рекомендации по выбору оптимальных параметров режима ХТЦО 204
5.6. Технико-экономическое обоснование эффективности новой технологии 212
5.7. Перспективы развития метода ХТЦО 218
Основные выводы по работе 223
Библиографический список 228
Приложение 245
- Методы интенсификации процессов химико-термической обработки талей
- Закономерности кинетики процесса формирования диффузионного лоя
- Изменение тонкой структуры (субструктуры) сталей при ТЦО
- Некоторые вопросы теории диффузии при термоциклическом воздействии на материал
Введение к работе
Прочность, надежность и долговечность деталей машин, предназначенных для работы в сложных условиях эксплуатации (подвергающихся воздействию циклических нагрузок, контактным напряжениям, интенсивному износу, воздействию агрессивных сред и т.п.) в значительной степени определяются физико-механическими свойствами рабочих поверхностей. Поэтому важную роль в технологии машиностроения играют процессы поверхностного упрочнения деталей, среди которых наиболее перспективным является метод химико-термической обработки (ХТО) [1-5].
Применение способов ХТО материалов позволяет получить в поверхностном слое изделия практически слой любого состава и, следовательно, обеспечить комплекс необходимых физических, химических, механических и эксплуатационных свойств [4, 5]. Несмотря на такие возможности, технология процессов ХТО имеет ряд существенных недостатков - большую продолжительность процессов диффузионного насыщения, необходимость дополнительных операций термической обработки для устранения нежелательных результатов предшествующей обработки, а часто, неполной реализации возможностей в достижении высокого комплекса свойств упрочняемых материалов. Кроме того, значительная разница между технологическим временем ХТО и других операций обработки не позволяет ввести ее в единый технологический поток изготовления изделий и препятствует его полной автоматизации. Поэтому проблема интенсификации процессов ХТО материалов, в частности, процессов диффузионного насыщения сталей и повышения комплекса физико-механических и эксплуатационных свойств упрочняемых изделий относится к наиболее важным задачам практического металловедения и технологии ХТО.
Для решения этих задач предложен новый метод технологии ХТО -метод химико-термоциклической обработки (ХТЦО) [6-9], суть которого заключается в осуществлении процессов диффузионного насыщения в режиме
термоциклического воздействия на материал, т.е. в условиях совмещенного воздействия режимов термоциклической обработки (ТЦО) и поверхностного диффузионного насыщения на формирование структурного состояния и свойств упрочняемых материалов.
ХТЦО материалов, являясь разновидностью поверхностного упрочнения и одновременно одной из разновидностей термопластической обработки [6], имеет два основных технологических направления в повышении качества, надежности и долговечности деталей машин. Первое связано с повышением прочности и вязкости разрушения металлических материалов за счет создания в них оптимальной фрагментарной структуры (измельчение зерна, субструктурное упрочнение) и снятия напряжений. Другое - с упрочнением поверхностных слоев изделий за счет рационального распределения насыщаемого элемента по слою при интенсификации диффузионных процессов насыщения. В обоих случаях эффекту термоциклического воздействия способствуют гетерофазное структурное состояние материала, эффект фазовых превращений, генерация и релаксация внутренних напряжений. При этом, должны быть существенно расширены возможности получения материалов с заданными свойствами. Поэтому не менее важной задачей металловедения является задача изучения закономерностей влияния режимов термоциклического воздействия на процессы диффузии, диффузионного насыщения, структурное состояние и физико-механические свойства металлов и решения большинства теоретических вопросов активации и описания кинетики процессов диффузионного насыщения при термоциклировании, ряд которых изучены недостаточно или противоречиво [6-12].
Целью данной работы является разработка основ теоретического анализа процессов диффузионного насыщения материалов в условиях термоциклического воздействия путем установления закономерностей и механизма влияния режимов воздействия на процессы диффузии, формирования структуры и кинетики роста диффузионного слоя, установление возможностей управления процессом насыщения и комплексом механических и служебных
7 свойств упрочняемых сталей и разработки на этой базе рациональной технологии различных видов ХТЦО.
Основное содержание работы включает:
В первой главе - аналитический обзор отечественной и зарубежной литературы по современным представлениям о процессах технологии ХТО и ТЦО сталей, путях интенсификации процессов диффузионного насыщения при ХТО, характере влияния структуры и фазовых превращений на диффузионные процессы и свойства сталей. Приведено обоснования использования режимов термоциклического воздействия в процессах ХТО, сформулированы основные научные положения, выносимые на защиту и постановка задач исследования.
Во второй главе на основе анализа экспериментальных результатов установлены закономерности структурных изменений и кинетики формирования диффузионного слоя сталей в зависимости от параметров температурно-скоростного режима ХТЦО, представлены методики оценки структурных изменений и проведения ТЦО и ХТЦО, обоснование выбранных режимов и материалов для проведения исследований. Установлено влияние структурно-фазового состояния сталей, фазовых превращений, структурных несовершенств кристаллического строения и различных режимов термоциклического воздействия на концентрационные кривые распределения и параметры процесса диффузии элементов насыщения. Обоснована методика определения эффективного коэффициента диффузии при ТЦО и ХТЦО.
В третьей главе приведены результаты экспериментов по изучению влияния режимов термоциклического воздействия на структуру, физико-механические и служебные свойства сталей. Установлены закономерности и зависимости, которые описывают связь между параметрами структуры (удельная межфазная поверхность) и свойствами сталей. Представлены результаты по оптимизации параметров и моделированию процесса термоциклического воздействия на материал и процесс насыщения.
В четвертой главе проведен анализ механизма активации процесса на-
*
8 сыщения и основы теоретического анализа описания кинетики процесса насыщения с оценкой энергетических характеристик (энергии активации и ак-тивационного объема) процесса. Предложена концепция теоретического анализа процессов диффузионного насыщения материалов в условиях термоциклического воздействия.
В пятой главе представлены результаты по разработке технологических схем и режимов ХТЦО, анализа влияния режимов ХТЦО на механические и эксплуатационные свойства упрочняемых сталей, технологические рекомендации по оптимальным режимам ХТЦО и технико-экономическое обоснование новой технологии. Рассмотрены перспективы развития метода ХТЦО и новых технологий.
В заключении приведены основные выводы работы.
Основные экспериментальные исследования и обсуждения результатов проведены в лабораториях композиционных материалов и защитных покрытий и физикохимии поверхности и ультрадисперсных материалов Института металлургии и материаловедения (ИМЕТиМ) им. А.А. Байкова РАН, в лаборатории №6 Института физики металлов и металловедения ЦНИИЧерМет им. И.П. Бардина, кафедры МиТОМ МАТИ им. К.Э. Циолковского, НПО им. С.А. Лавочкина, Читинских государственных технического и педагогического университетов и др. Автор выражает благодарность проф. д. т. н. М.Х. Шоршорову, проф. д. т. н. А.С. Тихонову, проф. д. т. н. М.И. Алымову, проф. д. ф.-м. н. К.П. Гурову, проф. д. т. н. Б.А. Колачеву, к. т. н. Белову В.В., к. т. н. Ю.Н. Гапонову, СВ. Земскому и всем коллегам за помощь в работе и полезные замечания.
Методы интенсификации процессов химико-термической обработки талей
Применяемые в настоящее время методы интенсификации процессов ХТО можно условно разделить на две основные группы [28-32]: методы, основанные на варьировании традиционных параметров ХТО (температуры, давления, расхода и состава среды и др.) и методы, основанные на физическом воздействии извне на металл или активную среду (электронагрев, электрический разряд, ультразвук, упруго-пластическое деформирование, электронный удар и др.). При этом под электронагревом следует понимать все его модификации: индукционный (ТВЧ и ТПЧ), контактный, нагрев в электролите, использование электротермического кипящего слоя и другие [19].
Большинство указанных методов является комплексными, т.е. оказывают одновременное воздействие на протекание всех стадий процесса
ХТО. Однако, наибольший интерес представляют методы, интенсифицирующие диффузионную стадию процесса ХТО.
Анализ многочисленных исследований [4-19 и др.] показал, что толщина диффузионного слоя, определяющая глубину упрочненного слоя, зависит от: температуры и продолжительности процесса насыщения; величины концентрации насыщаемого элемента на поверхности и перепада концентрации по глубине слоя; состава стали. Причем, в подавляющем числе случаев рост эффективной толщины диффузионного слоя (h) подчиняется параболической зависимости: де к - константа, в которую входит коэффициент диффузии, зависящая от конкретных условий ХТО; т - время насыщения.
Константа к, а следовательно, и толщина слоя экспоненциально зависят от температуры [4-6]: де Q -эффективная энергия активации и R - газовая постоянная.
Учитывая зависимости (1) и (2), наиболее действенным способом ускорения процессов диффузионного насыщения является повышение температуры. С ее повышением возрастают как диффузионная подвижность элементов, так и их химическая активность, т.к. и коэффициент диффузии и константы скорости химических реакций связаны с температурой экспоненциальной зависимостью [4-6, 18, 26]. Однако, повышение температуры процесса насыщения (выше 900 С) приводит к сильному росту зерна стали, снижению механических свойств слоя и сердцевины, повышенному короблению изделий [13-19, 28-32], а также приводит к образованию ряда структурных дефектов упрочняемого слоя: цементиной сетки при цементации [4, 15, 17], нитридной сетки и темной составляющей при нитроце-ментации и азотировании [15, 17, 38] и другим дефектам. Кроме того, с повышением температуры уменьшается число адсорбированных частиц, т.к. онстанты скорости адсорбции с повышением температуры уменьшаются [21-26].
Предупредить рост зерна и образование дефектов структуры поверхностного слоя сталей при использовании ускоряющего влияния температуры на диффузионные процессы позволяют методы предварительной термической обработки [28-33] или ступенчатого температурного режима насыщения [5], либо выдержка в среде с низким потенциалом насыщающей атмосферы [4, 5, 32].
Другой путь интенсификации - проведение процесса диффузионного насыщения в контролируемых атмосферах [4, 41] при изменении температурного режима процесса [34]. Унифицированным режимом науглероживания различных углеродистых сталей считают [5] режим, при котором температура и состав атмосферы в печи регулируется индивидуально по четырем зонам: 1) зона подогрева изделий - углеродный потенциал 1,2%; 2) зона диффузионного насыщения - углеродный потенциал 1,3%, интенсивное насыщение; 3) зона выравнивания концентрации углерода до заданного значения - углеродный потенциал 0,5-0,6%; 4) зона подстужива-ния - углеродным потенциал 0,8%. Применение циклического режима позволяет увеличить толщину цементованного слоя в 1,8 раза по сравнению с изотермическим режимом насыщения с постоянным углеродным потенциалом [5].
Однако и в этих случаях для устранения нежелательных структурных изменений при ХТО необходимо использовать специальные наследст-венномелкозернистые марки сталей [4, 5], применение которых не всегда экономически целесообразно. Применение термообработки (нормализации, двойной закалки и др. [1-5,30]) для измельчения зерна стали и устранения дефектов структуры слоя после высокотемпературных процессов диффузионного насыщения, хотя и приводит к повышению механических свойств упрочняемых изделий, но длительно по времени, не технологично и, как правило, повышает себестоимость изделий [28-34].
В работах [42, 43] после высокотемпературных режимов диффузионного насыщения использовали метод ТЦО упрочняемых сталей, который по сравнению с известными, приводит к сокращению длительности обработки в 1,3-1,7 раза и существенному (в 1,5-2,0 раза) повышению пластических свойств сталей. Данный эффект достигается за счет получения структуры мелкодисперсной феррито-перлитной смеси сорбитообразного характера (величина зерна 10-11 балл.) [43]. Качество диффузионного слоя и переходной зоны также существенно улучшается.
В последние годы получил распространение способ вакуумной цементации или нитроцементации сталей [44-47], включающий активную часть периода процесса насыщения при высокой температуре и пониженном давлении, с получением повышенной концентрации насыщаемого элемента в слое, и последующий период (диффузионный) с достижением необходимой концентрации его па поверхности. Комбинация повышенной температуры с двухступенчатым периодом обработки позволяет сократить продолжительность процесса до 1,5-3,0 ч. Другими преимуществами являются: сокращение потребления газа-карбюризатора [44]; отсутствие в насыщающей атмосфере окислительных компонентов [45] и исключение возможности обезуглероживания диффузионного слоя [46].
Однако и данные методы имеют существенные недостатки: необходимость использования природно-мелкозернистых сталей; низкие механические свойства изделий по сравнению с газовой цементацией [47]; большие капитальные затраты и дорогое обслуживание. Несмотря на существенные недостатки, в ряде случаев вакуумная цементация и нитроце-ментация становятся конкурентоспособными по отношению к традиционным процессам.
Следует отметить способы интенсификации процессов ХТО, основанные на разрушении газообразных барьеров из продуктов реакции, образующихся на поверхности металла в процессе насыщения. Разрушение этих барьеров достигается способами насыщения с использованием кипя щего или «псевдосжиженного» слоя [48], виброкипящего слоя [49] и "циркуляционного" способа [50-51]. Основными причинами ускорения процесса насыщения считают непрерывное поступление атомарного элемента к поверхности и постоянную ее очистку от продуктов реакции, как аэродинамическим, так и механическим способами. Несмотря на значительный эффект, эти методы (за исключением «циркуляционного») не получили распространения по методическим причинам - процессы зависят от формы изделий и существует еще ряд технологических трудностей [18].
Для ускорения диффузионной стадии процесса ХТО сталей особо эффективными являются методы интенсификации второй группы, также оказывающие комплексное воздействие на процесс насыщения.
Закономерности кинетики процесса формирования диффузионного лоя
Влияние режима термоциклического воздействия на кинетику процессов диффузионного насыщения сталей (рост толщины диффузионного слоя) оценивали экспериментально, на примере процесса цементации, сравнивая с результатами изотермического насыщения. При исследовании изучали воздействие режимов ТЦО, сопровождающиеся многократными диффузионными фазовыми превращениями из феррито-перлитного состояния стали в ау-стенитное и обратное (режим 1, рис. 5) или такими же неполными переходами при нагреве в межкритический интервал температур (режим 2, рис. 5). Экспериментально было установлено, что ТЦО по режимам, сопровождающимся превращениями мартенситного типа, к существенному ускорению роста цементованного слоя по сравнению с изотермическим режимом насыщения не приводит и поэтому, влияние этих режимов на процесс цементации не изучали.
К основным параметрам режима термоциклического воздействия, оказывающими влияние на процесс насыщения и рост диффузионного слоя относятся: а) режим и продолжительность процесса насыщения; б) скоростной режим ТЦО; в) температурный режим ТЦО. Анализ зависимости толщины цементованного слоя сталей от влияния каждого из этих параметров проводили раздельно.
Режим и продолжительность процесса насыщения. Результаты эксперимента показали, что зависимость толщины цементованного слоя сталей 20 и 20Х от продолжительности процесса насыщения - времени выдержки на изотерме и времени ТЦО (числа термоциклов) - и от принятого режима (как циклического, так и изотермического) насыщения имеет параболический ха актер h = к4т (рис. 6). Где к - константа, в которую входит коэффициент диффузии D, зависящая от конкретных условий проведения ХТО (2 - 5), а г -суммарное время выдержки как циклического, так и изотермического насыщения. Константа к, а следовательно, и толщина диффузионного слоя экспоненциально зависят от температуры:
Экспериментально определив для исследуемых температур и заданной продолжительности процесса насыщения толщину диффузионного слоя h, вычисляем значение к = к2/т.
Параболическая зависимость подтверждает, что концентрация диффундирующего элемента (углерода) на поверхности Сп практически в течение всего процесса насыщения остается постоянной, а это соответствует граничным условиям 1 рода процесса диффузии при цементации. Так коэффициент к для изотермического режима насыщения стали 20 при температурах 900, 950 и 1000 С равен соответственно 0,67х 10"3; 0,83х 10"3 и 1,2х 10 3, а для насыщения при циклической цементации в интервале температур 650 = 950 С — 1,6х 10 3. При этом, для всех исследованных режимов термоциклической цементации характерен быстрый рост поверхностной концентрации углерода. Так, за 10 - 15 минут (2-3 цикла) обработки поверхностная концентрация углерода достигает значений, равных (0,75 — 0,8) Су, где Су - максимальная растворимость углерода в у -железе, что приближенно соответствует граничным условиям диффузионного насыщения 1-го рода [5]. Анализ концентрационных кривых распределения углерода по слою и результаты расчета коэффициента диффузии в зависимости от режима насыщения будет приведен ниже (раздел 2.5).
Из рис. 6 видно, что за одинаковое время насыщения толщина цементованного слоя термоциклированных образцов в 2,0 - 2,5 раза больше, чем изотермически выдержанных, причем при ТЦО образец находился в области максимальных температур насыщения в два раза меньшее время.
Интенсификацию процесса диффузионного насыщения сталей углеродом в режиме ТЦО можно объяснить в основном воздействием фазовых переходов. Ускорение насыщения особенно заметно в первые 0,5 - 1,0 часа (5 — 10 термоциклов) ТЦО, в течение которых формируется цементованный слой толщиной 0,8 - 1,0 мм, вместо необходимых 3-5 часов при изотермической выдержке (рис. 6). Дальнейшее термоциклирование замедляет ускорение процесса насыщения, и зависимость толщины слоя от продолжительности ТЦО принимает практически линейный характер. Это указывает на зависимость интенсивности процесса насыщения при ТЦО от структурного строения стали, а также от возможного изменения концентрации углерода по слою.
Микроструктурный анализ сталей после ТЦО (рис.7) показал, что на первых 3-6 термоциклов происходит существенное измельчение зерна стали (до 9-10 балл.). Дальнейшее термоциклирование практически не изменяет размер зерна стали. Это подтверждают результаты исследования влияния
ZS (рис.8). Методика определения 15 и количественная оценка структурных изменений в сталях при термоциклическом воздействии приведены нами в работе [114]. С увеличением длительности изотермической выдержки при насыщении без ТЦО T.S резко уменьшается, при этом точка перегиба кривой T.S = /(lgr) соответствует г =30 - 40 мин.(рис.7, а, кривая 1). При увеличении продолжительности термоциклирования ZS практически не изменяется (рис. 8,а, кривая 2).стали 20 дисперсность структуры стали достигается после 4 — 6 термоциклов для режима 600 = 800 С и после 3-4 термоциклов для режима 600о900 С. Такая закономерность измельчения зерна объясняется условиями более интенсивного протекания процесса перекристаллизации структурно-свободного феррита при нагреве стали 20 выше температуры полной аустенизации (tayCT=840 С). Анализ зависимости 5 от продолжительности насыщения (рис. 8) показал, что на первых 3-5 циклах происходит резкое измельчение зерна стали (рис. 7, б), а проведение последующих термоциклов не приводит к росту зерна (рис.7, в), что обычно наблюдается при увеличении изотермической выдержки в процессе цементации (рис. 7, а).
Изменение тонкой структуры (субструктуры) сталей при ТЦО
Для сравнения проведена оценка структурного состояния стали после традиционных видов термической обработки: нормализации, закалки и отжига.
Исследования выполняли на рентгеновском дифрактометре УРС 50И-М с ионизационной регистрацией дифракционных максимумов. Счетчиком квантов отраженного рентгеновского излучения служил ионизационный счетчик Гейгера-Мюллера типа МСТР-4. Съемку линий (110) и (220) прово дили в кобальтовом (Со-Ка) излучении с длиной волны Ха\ = 1,78892 л и Ха2 =1,79278 А. Щели коллиматора выбраны следующим образом: первая и вторая щель от трубки имели ширину 1,0 мм, а третья (перед счетчиком импульсов) - 0,25 мм. Скорость вращения счетчика - 0,25 град/мин., скорость перемещения диаграммной ленты — 2400 мм/час. Диапазон измерения интенсивности -1000.
Для введения поправки на геометрические условия съемки использовали точеный метод учета геометрических факторов при помощи одновременной съемки эталона, в котором физические факторы, влияющие на ширину рентгеновских линий, сведены к минимуму. В качестве эталона брали отожженный образец стали. Для снятия дефектного (наклеенного или обезугле-роженного) слоя с поверхности образцов применяли химическое травление.
Обработку рентгенограмм проводили следующим образом. Ширину интерференционных линий находили как частное от деления площади, заключенной между ионизационной кривой и линией фона, на высоту дифракционного максимума. Площади измеряли планиметром. Внося в эксперимен 99 тально найденную ширину рентгеновской линии необходимые поправки [131], определяли истинное физическое уширение (Р). Учитывая, что ушире-ние линий вызвано одновременным влиянием микроискажений и мелкодисперсное, после определения (Р), согласно методике [131, 132], проводили оценку доли участия обоих факторов в физическом уширении каждой линии. Найдя величины (рт) — часть физического уширения линии, обусловленной измельчением блоков и (Рп) - часть физического уширения линии, обусловленной действием микроискажений кристаллической решетки - раССЧИТЫВа-ли величины микроискажении решетки — и размер блоков мозаики D:где Qi и СЬ — углы отражения Вульфа-Брегга для линий 110 и 220, соответственно.
Интегральную плотность дислокаций р определяли по методике Виль I ямсона и Смоллмена [133] по формуле р = (рх р2У, где pi рассчитываетсяиз величины блоков D (обратно пропорционально квадрату D), а р2 - прямопропорционально квадрату величины микроискажений —. По Вильямсонуи Смоллмену:где п и I для хаотического расположения дислокаций, b - вектор Бюргерса, F - коэффициент, зависящий от характера взаимодействия дислокаций с полем напряжений в кристалле, R - коэффициент, зависящий от упругих констант и характера распределения микроискажений. F = 16,1 для ГЦК и F = 14,4 для ОЦК металлов и сплавов. При F = I, модель дислокационной структуры представляет собой сетку, в которой дислокации располагаются по границам100 ОКР. При хаотическом распределении дислокаций рі рг, при образовании скоплений pi = P2 Степень физического уширения интерференционных линий рентгенограмм после различных режимов термоциклической и термической обработки представлена на рис. 26. Характеристики интегральной плотности,дислокаций р и других параметров тонкой структуры исследованных сталей после различных режимов термической обработки приведены в таблице 11. Как видно, с увеличением скорости охлаждения при традиционных видах термической обработки, плотность дислокаций растет с 10 м" для отожжен-ной до 10 м для нормализованной и до 10 м" для закаленной стали. Для закаленной стали плотность дислокаций связана, в основном, с наличием микроискажений кристаллической решетки (микронапряжений второго рода) в системе.
При ТЦО по принятым режимам процесс обработки характеризуется получением в металле повышенной плотности дислокаций по сравнению с режимом нормализации, но ниже, чем после закалки. Это наглядно подтверждается уширением интерференционных линий на рентгенограммах стали 20Х (рис. 26) в различном состоянии. При этом ТЦО по режиму 3 (табл. 9) способствует достижению более высокой плотности дислокаций (более сильного уширения интерференционной линии), чем по режиму 4.
Для термоциклированной стали, повышение плотности дислокаций также связано с наличием микронапряжений в кристаллической решетке, однако и величина блочности структуры (субструктуры) играет значительную роль. Так, оценка интегральной плотности дислокаций р, определенной по параметрам рь рассчитанной из величины блоков D и рг, рассчитанной из ве „ Да личины микроискажении — и их сопоставление позволяют судить о харак тере распределения дислокаций. Большое различие величин pi и р2 (в нашем случае рі рг) связано с образованием плоских скоплений дислокаций [133]. Примерное равенство величин pi « р2, что в нашем случае имеет место при ТЦО по режиму 3 соответствует случаю хаотического распределения дислокаций. При оценке интегральной плотности дислокаций необходимо учитывать, что примененный метод оценки плотности дислокаций [132] чувствителен не только к дислокациям внутри зерна, но и к зернограничным дислокациям [99]. Поэтому, в условиях развитой межфазной поверхности стали плотность таких зернограничных дислокаций будет существенно выше, чем в обычных условиях.
Учитывая специфику режима ТЦО, представляло интерес оценить изменение характеристики тонкой структуры стали в зависимости от числа термоциклов обработки и режима термоциклирования.
Данную зависимость (рис. 27) определяли по степени физического уширения интерференционной линии [ПО] рентгенограмм стали 20Х после рассматриваемых режимов ТЦО. Анализ полученной зависимости показал, что к 3 - 5 циклам обработки степень уширения линий стабилизируется, а его уровень по режиму 3 (таб. 9) выше, чем по режиму 4. При этом, уровень уширения интерференционных линий образцов стали, подвергнутой ТЦО находится ниже уровня образцов, подвергнутых закалке.
Рассмотренные структурные особенности строения стали, подвергнутой ТЦО, в основном, определяются наличием очень развитой межфазной поверхности и повышенной плотностью дислокаций, обусловленной как возникновением микронапряжений кристаллической решетки, так и образованием мелкоблочной субструктуры. Наблюдаемые изменения структурного строения стали происходят в результате прохождения в ней многократных фазовых превращений с различной степенью фазового перехода при определенном температурно-скоростном режиме ТЦО
Некоторые вопросы теории диффузии при термоциклическом воздействии на материал
Подробный анализ теоретического описания кинетики процессов диффузионного насыщения сталей углеродом и азотом в контролируемых атмосферах сделан в работах Е.А. Гюлиханданова [22, 200-201].
В них обсуждаются различные условия экспериментальных опытов процессов насыщения и обезуглероживания конструкционных сталей и различные варианты теоретических допущений и ограничений в существующих математических моделях. Рассмотрены модели (варианты) классической диффузии элементов для случаев одномерной диффузии в полубесконечное пространство при наличии одной фазы; в случае реактивной диффузии, когда математическое описание усложняется, т.к. кривые концентрация-глубинапроникновения характеризуются наличием концентрационных скачков, обусловленных образованием двух или нескольких фаз (например, образуется новая фаза - фаза внедрения, твердый раствор с другим типом решетки и т.п.); случаи, когда диффузионное насыщение происходит с образованием зон карбидов и выделений карбидов из твердых растворов, которое можно описать по механизму внутреннего окисления; случаи многокомпонентной диффузии в системах, где одновременно взаимодействуют несколько диффузионных потоков элементов (Онзагер при рассмотрении взаимной диффузии в многокомпонентных системах обобщил закон Фика и сделал вывод, что диффундирующий поток каждого компонента является линейной функцией всех концентрационных элементов); случаи численного определения коэффициентов диффузии и их зависимостей от температуры, концентрации, легирования стали, диффузии в аустените, феррите или двухфазном состоянии; случаи, рассмотренные в работах Б.Я. Любова, в которых приведены решения, позволяющие описать распределение диффундирующего элемента как в первой, так и во второй фазах; случаи упрощенной методики расчета кинетики науглероживания высоколегированных сталей [22]. Кроме того, в этих работах проведен анализ кинетики процессов высокотемпературного и низкотемпературного азотирования и нитроцементации низко и высоколегированных сталей.
Ряд основных выводов из анализа этих работ можно сформулировать следующим образом. 1. Скорость переноса вещества в твердой фазе является существенным фактором и при условии, когда концентрация вещества на поверхности соответствует равновесным условиям протекания реакций, скорость реакции (подвода вещества) существенно больше скорости его отвода в глубь путем диффузии, т.е. лимитирующим звеном процесса насыщения является диффузия элемента в металле (стали). 2. Для кинетики диффузии существенную роль играет тип кристаллической решетки металла. К большому отличию скорости протекания диффузии приводит различное энергетическое состояние материала в объеме, на границах зерен и на поверхности. Атомы как в малоугловых, так и в большеугло-вых границах менее плотно упакованы, чем в неискаженном кристалле, а следовательно диффузия вдоль границ и других дефектов кристаллического строения будет ускоряться. 3. В большинстве существующих математических моделей описания кинетики процессов диффузионного насыщения принято условие постоянства коэффициента диффузии D=const или при D=f(C), что искажает анализ зависимостей практического процесса насыщения. 4. В экспериментально полученных концентрационных кривых распределения углерода по диффузионному слою при цементации и нитроцемента-ции сталей не обнаруживается концентрационных скачков, когда происходит образование двух или нескольких фаз (например, образуется новая фаза - фаза внедрения, твердый раствор с другим типом кристаллической решетки и др.). Аналитический расчет для случая с концентрационным скачком сильно усложняется. 5. В высококомпонентной системе подход, предложенный Онзагером позволяет рассмотреть диффузионные потоки в трех и более компонентных системах, однако существенно затруднено решение ряда задач. Практически неразрешимыми при таком подходе являются задачи с источниками или стоками. Поэтому при анализе кинетики пользовались уравнениями, представляя процессы диффузии в основном в псевдобинарной системе, считая, что для рассмотрения макрокинетики это вполне допустимо, т.к. скорость диффузии таких элементов как углерода, азота, кислорода, водорода в стали при взаимодействии с газовой фазой более чем на четыре-пять порядков выше, чем легирующих элементов. 6. Для точного получения значений коэффициентов диффузии углерода как в аустенитной, так и в ферритной области температур для легированных цементуемых сталей использовали не аналитическое решение, а численное решение уравнения диффузии, например методом конечных разностей, путем обработки экспериментальных концентрационных кривых распределения углерода. Численные расчеты хорошо согласуются с экспериментальными данными и результатами анализа других исследований.
