Изменение свойств стали при закалке на мартенсит

При нарушении температуры нагрева под закалку может происходить недогрев и перегрев.

Дефекты доэвтектоидной стали. Нагрев до точки 3. В точке 1 – Ф + П. В точке 2 – . Т.о. при недогреве снижаются прочностные и пластические свойства. В точке 3 – . В точке 4 – и получается очень большое аустенитное зерно, при охлаждении получеам крупноигольчатый грубопластинчатый мартенсит. Перегрев ведёт к понижению пластичной вязкости.

Дефекты для заэвтектоидной стали. В точке 1: . Температура - 750°-780°С. При охлаждении – мартенсит и цементит вторичный. Сталь обладает высокой твёрдостью. В точке 2: . Твёрдость при этом снижается из-за остаточного аустенита. Это раз. И всё-таки высокая температура нагрева приводит к присутствию крупноигольчатого мартенсита. Если скорость охлаждения будет ниже V_крит, то мы не получим мартенсита. Если будет очень высокая скорость охлаждения, то возможно образование трещин.

23. Бейнитное превращение. Механические свойства стали с бейнитной структурой.

Бейнитное превращение

Бейнитное превращение происходит по мартенситному механизму превращения: аустенит превращается в феррит. Этому превращению предшествует перераспределение углерода в аустените, что приводит к образованию в нём объёмов, обогащённых и обеднённых углеродом.

Участки аустенита с низким содержанием углерода, у которых начало мартенситного превращения ММ лежит в области температур промежуточного превращения, претерпевают γ-α превращение по мартенситному механизму. В объёмах аустенита, обогащенного углеродом, в процессе изотермической выдержки могут выделяться частицы карбидов (из-за высокого пресыщения). Это, в свою очередь, приводит к обеднению этих участков аустенита углерода, и так же протекания в них превращения по мартенситному механизму. Механизм образования α фазы феррита и обуславливает игольчатую структуру – нижний бейнит. Так же, как мартенситное, бейнитное превращение не идёт до конца (аустенит, не распавшийся, будет сохраняться в виде остаточного аустенита). По структуре различают верхний бейнит – получается при распаде аустенита в интервале 550° - 350°. Его так же называют перестый бейнит.

Нижний бейнит образуется в интервале температур 350 - 250°, имеет игольчатое, пластинчатое, или мартенсито подобное строение. Карбиды в нижнем бейните распологаются в пластинах α-феррита в виде дисперсных включений.

Механические свойства стали с бейнитной структурой

Рассмотрим на графике зависимость.

Пластичность при переходе из перлитной области в бейнитную падает, а затем начинает возрастать при дальнейшем снижении температуры. Это связана с тем, что у верхнего бейнита частицы карбидной фазы расположены в основном по границе ферритных кристаллов в виде тонких прослоек.

В нижнем бейните частица карбида находятся внутри α-фазы в виде мелких включений (дисперсность повышает таким образом пластичность). Бейнит прочнее перлита, его прочность растёт с понижением температуры изотермического превращения. Повышение прочности бейнита обусловлено малым размером ферритных кристаллов, дисперсными частицами карбида, повышенной плотностью дислокаций (по сравнению с феррито-перлитной структурой, так как в момент превращения феррит несколько пересыщен углеродом и происходит искажение решётки).

24. Отпуск закаленных сталей, его параметры.

Отпуск закалённых сталей

Эту операцию проводят всегда после закалки. Его параметры: температура нагрева не превышает температуру А₁ (727°С), время выдержки, скорость охлаждения. Цель отпуска:

- получить необходимую структуру и свойство для конкретной детали

- снижение уровня напряжений после закалки

После закалки основная структура состоит из мартенсита + остаточный аустенит, и обязательно изделия имеют высокий уровень остаточных напряжений. При отпуске происходят следующие изменения в структуре:

- распад мартенсита с выделением карбидов

- распад остаточного аустенита (если он есть)

- уменьшение плотности дефектов кристаллического строения твёрдого раствора и уменьшения остаточных напряжений

При температурах отпуска 80 - 150°С происходит образование сегрегаций (скоплений) углерода, т.е. микрообъёмов с повышенным содержанием углерода. При нагреве до 250°С происходит дальнейший распад мартенсита и из него выделяется метастабильный ε-карбид (обозначается Fe_2,4C, имеет гексагональную решётку). Дисперсные частица ε-карбида когерентно связаны с решёткой мартенсита (α-твёрдого раствора). Обеднение твёрдого раствора углеродом происходит не равномерно. Сохраняются участки мартенсита (α_C1), с исходным содержанием углерода,и имеются участки (микрообъёмы) с более низким содержанием углерода (α_С2). Уменьшение содержания углерода в α-твёрдом растворе сопровождается уменьшением степени тетрагональностиα-фазы. Начиная с температуры 250°С до 400°С начинает происходить превращение ε-карбида в карбид Fe₃C. Это сопровождается нарушением когерентной связи – карбид обособляется и имеет свою границу. В момент образования карбида Fe₃Cα-фаза в этих микрообъёмах, освобождаясь от углерода, становится ферритом, и мы получаем ферритокарбидную смесь, которая называется троостит отпуска. Карбидная фаза в троостите имеет форму пластинок.

Т.е. в интервале температур 250°С - 400°С выделяется стабильный карбид Fe₃C, степень тетрагональности α-решётки полностью исчезает и мы получаем двухфазную структуру Ф + Fe­₃C. Начиная с 400°С и выше происходит изменение структуры без изменения фазового состава. Изменяется форма и размеры карбидной фазы. Происходит коагуляция (рост) с сфероидизация карбидной фазы. При температуре 500°С - 600°С – сорбит отпуска, а при 700°С – зернистый перлит.

Изменение состояния α-фазы

Начиная с температуры 400°С происходит изменение в структуре α-твёрдого раствора (мартенсита):

- уменьшение плотности дислокаций

- постепенно устраняются границы между пластинами α-фазы, зёрна α-фазы (феррит) постепенно укрупняются, форма их приближается к равноосной

- по мере повышения температуры отпуска постепенно снимается фазовый наклёп, возникший при мартенситном превращении и снижается уровень остаточных напряжений (постепенно)

Превращения (распад) аустенита

Происходит в интервале температур 200°С - 300°С: (по бейнитному механизму)

В зависимости от температуры и назначения, отпуск разделяют на 3 вида:

- низкотемпературный отпуск (150°С - 250°С)

- среднетемпературный отпуск (350°С - 450°С)

- высокотемпературный отпуск (500°С - 650°С)

25. Структура и свойства отпущенной при разных температурах стали.

Механические свойства стали после отпуска

Твёрдость отпущенной стали снижается в результате нескольких процессов:

- уменьшение степени тетрогональности мартенсита

- уменьшение фазового наклёпа

- образование и укрепление карбидов

Переход остаточного аустенита в мартенсит отпуска увеличивает твёрдость.

Предел прочности по мере увеличения температуры отпуска уменьшается. Пластические характеристики δи ψпосле закалки стремятся к нулю. По мере увеличения температуры отпуска и δи ψвозрастают. Их максимальные значения достигаются при температуре отпуска 500°..600°С, а далее начинают снижаться из-за укрупнения карбидной фазы.

Рассмотрим изменения ударной вязкости при отпуске.

После закалки KCV (ударная вязкость) имеет низкое значение, с повышением температуры отпуска (если рассмотреть график), общая тенденция изменения KCV – возрастание. Но есть 2 температурных интервала, при которых ударная вязкость конструкционных сталей снижается. Падение KCV при отпуске называется отпускной хрупкостью. 2 интервала:

- 250..400°С – отпускная хрупкость 1-го рода (или необратимая отпускная хрупкость)

- 450..600°С – отпускная хрупкость 2-го рода (или обратимая отпускная хрупкость)

Отпускная хрупкость 1-го рода бывает у всех конструкционных сталей, связана она в основном со структурными превращениями (образование троостита). Обратимая отпускная хрупкость (2 рода) наблюдается у конструкционных сталей, легированных Cr, Ni и Mn. Это охрупчивание связано с наличием в сталях сегрегаций вредных примесей: P, Sn, Sb, As.

Уменьшить явление обратимой отпускной хрупкости можно несколькими путями:

- уменьшением содержания Р и других вредных примесей

- быстрое охлаждение после отпуска (вода) (для среднеуглеродистых легированных сталей и для деталей небольшого размера)

В процессе охлаждения не успевает произойти сегрегация вредных примесей к границам зёрен и они равномерно распределяются. Для предупреждения обратимой отпускной хрупкости в некоторых случаях в сталь вводят некоторые легированные элементы (Mo[0,3%], W[1%]). Moрастворяется в феррите и уменьшает растворимость P, в результате P не сегрегирует к границам, а равномерно распределяется по всему объёму.

В связи с требованиями по механическим свойствам, низкотемпературный отпуск применяется для изделий, которые должны высокие прочностные свойства (и твёрдость). Например, инструменты из углеродистой стали, детали – цементованные (насыщение поверхности углеродом) и закалённые. При этом отпуске частично снижаются остаточные напряжения и повышаются пластические свойства.

Среднетемпературный отпуск проводится очень редко только для деталей, которые должны иметь высокий предел упругости.

Высокотемпературный отпуск применяется для деталей, которые должны обладать высокими показателями пластичности, ударной вязкости (KCV), и так же достаточной прочностью.

Комплексная термическая обработка, которая состоит из полной закалки и высокого отпуска конструкционных сталей (с С 0,6%) называется термическим улучшением.

В некоторых случаях термическое улучшение проводится в замен нормализации.

Термоулучшенное и нормализованное состояние по некоторым свойствам близки, а по некоторым – различны. После термоулучшения получаем ферритокарбидную смесь с зернистой формой карбидной фазы, за счёт этого характеристики структурно-чувствительные δ, Ψ, KCV, σ_т имеют более высокие значения. А при нормализации карбид получается пластинчатой формы.

26. Прокаливаемость стали. Влияние прокаливаемости на свойства стали.

Прокаливаемость стали

Рассмотрим деталь в разрезе

При закалке скорость охлаждения распределяется таким образом, что на поверхности она максимальная, а в центре – минимальная. Если мы проведём критическую скорость закалки, и она располагается между минимальной и максимальной скоростью по сечению, то деталь не прокаливается насквозь, и глубина распространения закалённой зоны будет равна h. Т.е. прокаливаемость – глубина распространения закалённой зоны h. Чем меньше V_крит, тем больше глубина прокаливаемости. Если V_крит меньше V_охл, то деталь прокаливается насквозь. Прокаливаемость, как и критическая скорость охлаждения, связана со скоростью превращения аустенита в перлит, следовательно с расположением кривой начало распада аустенита на С-диаграмме. Кривые охлаждения центра, поверхности, и сечения наложим на с-диаграмму (начало распада).

Охлаждение центра, поверхности и сечения, расположенного на половине радиуса от поверхности, отличаются по величине. На поверхности в зависимости от скорости получается мартенситная структура, в центре – перлитная, на расстоянии 0.5R–М + Т[роостит]. За глубину закалённого слоя условно принимают расстояние от поверхности до полумартенситной зоны (50% мартенсита + 50% троостита). Если с-кривые (с-диаграммы) или термокинетические кривые распологаются правее оси ординат, то устойчивость переохлаждённого аустенита больше, и, соответственно прокаливаемость увеличивается.

Основные факторы, влияющие на устойчивость переохлаждённого аустенита и на величину V_крит:

- состав аустенита (содержание углерода и легирующих элементов)(увеличивают устойчивость аустенита)(особенно влияют легирующие элементы – почти все, кроме Co – они сдвигают с-орбразную кривую вправо, замедляют превращение А в П, повышают прокаливаемость)

- чем больше размер аустенитного зерна и его однородность, тем больше будет прокаливаемость (замедление аустенитного превращения)

- нерастворившиеся в аустените карбиды, оксиды, интерметалиды ускоряют превращение аустенита в перлит, т.е. увеличивают критическую скорость охлаждения, прокаливаемость при этом уменьшается.

Для практической оценки прокаливаемости пользуются величиной «критический диаметр прокаливаемости» - Д_кр – максимальный диаметр цилиндрического прутка, который прокаливается насквозь в данном охладителе, т.е. в центре образуется полумартенситная структура. Каждой марке стали соответствует свой критический диаметр в данной охлаждающей среде. Если изделие должно иметь сквозную прокаливаемость при термообработке, то необходимо выбирать такую марку стали, у которой Д_крит больше диаметра изделия.

Влияние прокаливаемости на механические свойства стали

График зависимости изменения структуры от охлаждения при закалке и при закалке + высокотемпературный отпуск. При сквозной закаалке получаем мартенсит по всему сечению. После высокотемпературного отпуска из мартенсита получаем сорбит с зернистой формой карбидной фазы по всему сечению. Свойства по всему сечению одинаковы.

При несквозной закаливаемости (второй график – справа) после закалки структура от поверхности к центру изменяется таким образом, как изменялись бы свойства с разными скоростями охлаждения. Путём отпуска можно выровнять твёрдость по сечению, но свойства структур после закалки и после закалки + отпуск будут отличаться. После закалки сорбит имеет пластинчатую форму, а после закалки + отпуск – зернистую.

Зернистые структуры при одинаковой твёрдости, по сравнению с пластинчатыми структурами, обладают более высокими значениями σ_Т (текучесть),KCV (ударная вязкость), ψ (относительное удлинение), δ (относительное сужение). У деталей с несквозной прокаливаемостью, чем меньше прокаливаемость, тем больше будет падение таких важных характеристик как σ_Т и KCV. Для получения оптимальных механических свойств, в состоянии закалки и отпуска, необходимо иметь зернистую структуру по всему сечению (т.е. сквозную прокаливаемость при закалке).

Прокаливаемость одной и той же стали может колебаться в значительных пределах в зависимости от химического состава, величины зерна, размера и формы деталей, поэтому прокаливаемость характеризуют полосой прокаливаемости.

27. Химико-термическая обработка сталей и ее назначение. Основные методы насыщения и стадии ХТО.

Химико термическая обработка (ХТО)

ХТО сочетает термическое и химическое воздействие с целью изменения химического состава, структуры и свойств поверхностного слоя металла или сплава. ХТО осуществляется в результате диффузионного насыщения сплавов неметаллами - углеродом, азотом, бором, или металлами – алюминий, хром, при определённой температуре в активной среде.

Основные параметры процесса насыщения:

1. Температура

2. Время выдержки

3. Характер насыщающей среды

Для повышения долговечности наиболее ответственных деталей машин используются процессы цементации (науглероживания), нитро цементации (насыщения углеродом и азотом одновременно), азотирования (насыщение азотом), борирования. Эти процессы применяют для деталей авто, тракторов, станков и так далее с целью упрочнения их поверхности, так как большинство деталей машин работают в условиях износа, то есть циклических нагрузок, коррозий, при которых максимальные напряжения возникают в поверхностном слое металла.

Основные метода насыщения, применяемые при ХТО

1. Насыщение из порошковых смесей. Насыщаемая среда – твёрдые частицы небольшого размера. Технология данного метода простая. Применяется этот метод в мелкосерийном производстве для проведения цементации, алитирования (алюминием), хромирования и для многокомпонентного насыщения металлами.

2. Прямоточный диффузионный метод насыщения из газовых сред. Главный компонент – природный газ. Данный метод позволяет регулировать состав (активность) насыщающей среды. Широко применяется в крупносерийном производстве для цементации, нитро цементации и азотирования. Газовый метод обеспечивает высокое качество диффузионного слоя обрабатываемых деталей.

3. Диффузионное насыщение из расплавов металлов или солей металлов содержащих диффундирующий (насыщающий) элемент (с электролизом или без него). Диффузионное насыщение алюминием иногда производится из расплава алюминия. Иногда одновременное насыщение углеродом и азотом производят в расплавах цианистых (NaCN) солей. Борирование с электролизом – используется для пальцев, объединяющие ячейки гусениц.

4. Диффузионное насыщение из паст. Применяется для местного упрочнения поверхности, при обработки крупногабаритных деталей. Этот метод не всегда обеспечивает получения равномерной толщины слоя и высокого его качества.

Выбор способа насыщения производят в соответствии с видом производства детали, габаритов обрабатываемых изделий, требуемой толщиной слоя и требуемыми механическими свойствами детали.

ХТО включает три основные взаимосвязанные стадии:

1. Реакции в насыщающей среде. На данной стадии происходит 2 процесса: образование активных атомов в насыщающей среде и их диффузия к поверхности обрабатываемых деталей.

2. Реакция на границе фаз. Здесь будет происходить адсорбция – поглощение образовавшихся активных атомов поверхностью насыщения. При адсорбции происходит взаимодействие между атомами насыщающего элемента и обрабатываемой поверхности.

3. Диффузия – перемещение адсорбированных атомов от поверхности вглубь деталей. По мере накопления атомов диффундирующего элемента на поверхности насыщения возникает диффузионный поток от поверхности вглубь обрабатываемого металла. Этот процесс возможен при условии растворимости диффундирующего элемента в обрабатываемом сплаве и достаточно высокой температуре.

При ХТО скорость процесса насыщения определяется скоростью диффузии и все факторы, влияющие на скорость диффузии будут ускорять процесс насыщения и сокращать длительность (время насыщения). Факторы: температура, градиент концентрации, структурные дефекты, кристаллические решётки растворителя и диффундирующего элемента, состав сплавов и среды для насыщения.

В результате всех перечисленных процессов, особенно развития процесса диффузии, происходит образование диффузионного слоя, который отличается от исходного по химическому составу.

Рассмотрим график насыщения стали углеродом. Х₀ – общая толщина диффузионного слоя, и отличается от исходного состава по содержанию насыщающего элемента. От х₀ и далее, где концентрация сплава постоянна и соответствует исходной концентрации, называется сердцевиной. Т.е. в результате диффузии соответствующего элемента (углерод), образуется поверхностный слой, в котором концентрация диффундирующего элемента уменьшается от поверхности к сердцевине.

Изменение состава поверхностного слоя приводит к изменению его структуры и свойств. Часто в качестве контрольного параметра используется не общая толщина слоя, а, так называемая, «эффективная толщина слоя», которая определяется установленным значением базового параметра. В качестве базового параметра может быть принята концентрация диффундирующего элемента, твёрдость или структура.

28. Цементация сталей. Механизм образования, строение и свойства цементованного слоя.

Это процесс диффузионного насыщения стали углеродом при температуре 900..950 С в углерод-содержащей среде (карбюризаторе). Окончательные свойства цементованных изделий формируются после закалки и низкотемпературного отпуска. Назначение цементации и последующей термической обработки: придать поверхностному слою твёрдость, износостойкость, повысить предел контактной выносливости и сохранить вязкую сердцевину.

Механизм образования, строение и свойство цементованного слоя.

При температуре t₁ образуется твёрдый раствор углерода в α-железе. По достижении предела насыщения углерода в α-фазе (точка а на рисунке), на поверхности образуется цементит. На границе раздела двух фаз (точка а) устанавливается перепад концентраций, а в микроструктуре образуется пограничная диффузионная линия. Углерод обладает большей диффузионной подвижностью в α-железе, чем в γ-железе, но цементация проводится только в области существования γ-фазы, так как α-фаза растворяет мало углерода, и цементованный слой будет состоять из цементитной корки. Такая деталь будет обладать малой работоспособностью. Цементацию проводят выше температуры А_С3 (GS) для данной стали, т.е. при температуре t₂ на графике. При температуре t₂ углерод диффундирует в γ-железе. При времени выдержки формируется диффузионный слой в γ-железе. При времени τ₄(точка bна SE) достигается предел насыщения углеродом аустенита. И далее, по мере поступления активных атомов углерода на поверхности будет происходить образование зародышей цементита. И по истечении длительного времени будет образовываться цементитная корка.

В практических условиях максимальной растворимости углерода в аустените мы не достигаем, т.е. карбидный слой в поверхности не образуется, так как концентрация углерода в поверхностной зоне меньше предела растворимости при данной температуре. Диффузия углерода осуществляется только в аустените. При температуре цементации мы имеем диффузионный слой, состоящий из аустенита с разным содержанием углерода от поверхности к сердцевине. При последующем медленном охлаждении аустенит претерпевает распад, и образуются последовательно от поверхности вглубь детали три зоны, имеющие разные структуры:

1. Заэвтектоидная структура (Перлит + Цементит_II)

2. Эвтектоидная (Перлит)

3. Доэвтектоидная (Феррит + Перлит)

По мере приближения к сердцевине, количество феррита увеличивается, а феррита – уменьшается. Структура сердцевины будет состоять из феррита + перлита. Например, для стали 20 – 25% перлита и 75% - феррита.

Если в поверхностном слое будет высокая концентрация углерода (1,2 .. 1,3 %С), то образуется грубая цементитная сетка или игольчатый цементит. Это будет ухудшать качество деталей.

В практических условиях для цементации используют не только углеродистые стали, но и легированные стали, в составе которых могут присутствовать 1..несколько легирующих элементов. Очень распространённой сталью для цементации является сталь 18ХГТ (0,18%С; Хром, Марганец, Титан – меньше 1%).

Если процесс цементации происходит для легированных сталей (например, 18ХГТ), то нужно рассматривать тройную диаграмму Fe-Cr-C (и её разрезы). В этом случае при насыщении может быть достигнута предельная концентрация углерода в аустените при меньшем содержании углерода. И, далее, в поверностном слое, образуется две фазы: аустенит и карбид. В момент насыщения аустенитно карбидная зона в цементованном слое возникает только при легировании стали карбидообразующими элементами, и, в первую очередь, хромом. Карбиды начинают образовываться по границам и стыкам зёрен, а с течением времени карбиды могут образовываться и внутри зёрен. Избыточные карбиды, в данном случае, имеют зернистую глобулярную форму.

29. Способы цементации.

Твёрдая цементация.

Детали укладывают в сварную, стальную (чугунную литую) ёмкость рядами, пересыпая карбюризатором слоем 10..15 мм. В качестве карбюризатора используют древесный уголь в зёрнах 3,5 .. 10 мм. Часто добавляют активизаторы, например, BaCO­₃или кальцинированную соду Na₂CO₃. Помещают в печь при температуре 900 .. 950 градусов. Выдерживают, затем охлаждают ящик на воздухе до 300 .. 500 градусов, затем ящик открывают. В ящике находится воздух, кислород которого при высокой температуре взаимодействует с карбюризатором, образуя СО, который в присутствии железа диссоциирует: . Добавление углекислого бария (BaCO₃) активизирует карбюризатор, освобождая СО₃:

После того, как мы охладили деталь, проводится термическая обработка с повторным нагревом. Данный метод применяется для мелкосерийного производства деталей. Активность среды подбирается путём подбора состава катализатора (25 .. 30% нового карбюризатора, остальное – отработанный). Очень трудно процесс регулируется. Обычно получается повышенное содержание поверхностное углерода.

Газовая цементация

Используется для крупносерийного производства в специальных агрегатных печах, где производится весь цикл: насыщение поверхности углеродом, последующая закалка и отпуск. В этом случае используются газовые атмосферы, состоящие из природного газа (8 .. 10% от всего объёма) и нейтрального газа (эндотермический газ). При таком методе состав атмосферы, температура регулируется и контролируется автоматически, т.е. по ходу процесса регулируются оптимальные параметры.

Газовая цементация имеет ряд преимуществ по сравнению с твёрдой цементацией:

1. Отсутствуют предварительные операции (загрузка, упаковка и так далее)

2. Отсутствуют последующие операции (разгрузка и так далее),

3. Скорость насыщения поверхности углеродом больше при газовой цементации, и соответственно, время выдержки меньше. (порядка 8 часов)

4. В поверхностном слое можно получить заданную концентрацию углерода в слое. Это обеспечивается полной механизацией и автоматизацией процессов цементации в контролируемых газовых атмосферах.

Основным является эндотермический газ, и состав его 20%СΟ, 40% Η₂, 40% Ν₂. Получают эндотермический газ частичным сжиганием природного газа или другого углеводорода в специальном эндотермическом генераторе при температуре 1000 .. 1200°С. В присутствие катализатора: . В этом процессе постоянно контролируется углеродный потенциал.

Для некоторых деталей проводится цементация в шахтных печах с использованием керосина или сентина. Капли жидкости подаются в печь через специальную капельницу в крышку (80 .. 90 капель в минуту).

30. Термическая обработка цементованных изделий.

Задача термической обработки: получить конкретные необходимые свойства поверхности и сердцевины детали, т.е. получить твёрдость на поверхности выше чем в сердцевине и исправить дефекты, которые могут повлиять на конечные свойства.

Основные дефекты после цементации:

1. В процессе цементации после длительного нагрева происходит рост аустенитного зерна и в цементованном слое и в сердцевине.

2. Образование в цементованном слое в структуре карбидной (или цементитной) сетки. Карбиды должны быть в виде мелких зёрен.

Последующая термическая обработка включает в себя закалку, но вариант этой закалки выбирается в зависимости от вида цементации, количества деталей и от требования к этим деталям.

Виды термической обработки:

1. Используется для деталей, от которых требуется иметь только поверхностную твёрдость, а другие свойства не имеют большого значения. Закалка проводится непосредственно с цементационного нагрева. Это самый простой и дешёвый способ. В результате цементации зёрна аустенита возрастают, поэтому при закалке получается крупно игольчатый мартенсит. Сердцевина тоже крупнозерниста по структуре. Так же в поверхностном слое большое количество остаточного аустенита.

2. Недостатки первого метода можно снизить за счёт следующих технологических приёмов: применяют наследственно мелкозернистую сталь (например, 18ХГТ), легированную сталь (тоже 18ХГТ), применяют газовую цементацию (меньше рост зерна), при закалке проводить подстуживание. Т.е. с температуры цементации (950°С) детали в этой же печи медленно охладить до 800 .. 850 °С, и с этой температуры проводить закалочное охлаждение. Такая обработка не исправляет структуру, но приводит к тому, что снижается общий уровень остаточных напряжений, и уменьшает количество остаточного аустенита.

3. Ступенчатая закалка. Режим цементации при термообработке проводится в безмуфильном агрегате для массовых партий, к которым предъявляются высокие технические требования по свойствам (детали автомобилей и тракторов). Применяется для снижения деформаций изделий и уменьшения остаточных напряжений. Этот цикл обработки ведётся следующим образом:

a. В процессе подстуживания в поверхностном слое из аустенита выделяются карбидные фазы(FeCr)₃Cи соответственно снижается содержание углерода в аустените

b. После подстуживания детали переходят в закалочное масло (180°С)(ступенчатая закалка). Температура деталей становится 180°С и далее мартенситное превращение происходит одновременно, что приводит к снижению остаточных напряжений.

c. Затем детали промываются при температуре 80..90°С, и затем проводится низкий отпуск.

Подстуживание выбирается таким образом, чтобы соотношение структур поверхностного слоя (и в сердцевине) было оптимальным.

4. Однократная закалка. Этот вариант используется для деталей после цементации в шахтных печах и в твёрдом карбюризаторе. Детали после цементации охлаждаются на воздухе, затем подвергаются закалке с повторным нагревом (до 850 .. 870°С). В данном случае температура закалки лежит выше температуры критической А_С3, и для поверхности и для сердцевины. При этом сердцевина получает полную перекристаллизацию и зерно измельчается. Так же устраняется цементитная сетка на поверхности детали. Для высокоуглеродистого поверхностного слоя такой вариант закалки сопровождается некоторым перегревом.

5. Двойная закалка. Применяется для получения изделий с особо высокими требованиями к свойствам цементованных изделий. Проводят первую закалку при 850 .. 900°С. Её цель – измельчить структуру сердцевины, устранить цементитную сетку в поверхностном слое (растворится в аустените). Эта закалка не формирует окончательную структуру и твёрдость поверхностного слоя, а предупреждает образование цементитной сетки. Вторая закалка следует за первой с температурой 760 .. 780°С для устранения перегрева цементованного слоя и придания ему высокой твёрдости. Недостаток – может быть коробление (изменение формы и размера), возможно окисление и обезуглероживание.

6. Обработка холодом следует за закалкой перед отпуском для деталей, для которых недопустимо наличие остаточного аустенита. Это способствует переводу остаточного аустенита в мартенсит. В результате твёрдость повышается.Количество остаточного аустенита можно снизить подачей аммиака в конце процесса для образования нитридов легирующих элементов.

Заключительной операцией термической обработки цементованных изделий во всех случаях является низкий отпуск при температуре 160 .. 180°С, переводящий мартенсит закалки в мартенсит отпуска, снимающий напряжения. После цементации часто применяют высокий отпуск при 630 .. 640°С для распада остаточного аустенита, после чего следует закалка и низкий отпуск. Такая термическая обработка даёт высокую твёрдость цементованного слоя.

31. Контроль качества цементованных изделий.

В результате цементации и термической обработки поверхностный слой должен иметь следующие структуры:

1. мелко игольчатый высокоуглеродистый мартенсит

2. небольшое колличество избыточных карбидов глобулярной формы

3. остаточный аустенит (15 .. 20 %)

Сердцевина углеродистых сталей состоит из феррита и перлита (сорбит иногда), а у легированных сталей – феррита и мартенсита (бейнит). В микроструктуре слоя не допускается крупно игольчатый мартенсит, сетка цементитов или карбидов, скопление карбидов и остаточный аустенит больше 25%. Так же не допускается наличие структур не мартенситного происхождения (троостит) (трооститная сетка по границам). Рост ширины феррита – цементитных структур в поверхностных зонах слоя до 250 мкм снижает предел изгибно-усталостной прочности. Например, зубья шестерёнок – 40%, а долговечность падает в 5 раз.

Допустимые пределы отклонения в структуре (в свойствах) устанавливаются в соответствие с принятыми для данной детали стандартами (ОСТы 23.4.52-83). Для каждой структурной составляющей существует своя шкала бальности, по которой ведётся контроль. Стандарты разработаны применительно к конкретным условиям производства и назначения изделий. В сердцевине данной детали (например, шестерни) повышенную прочность и достаточную вязкость обеспечивает низко углеродистый мартенсит. Не допускается выделение в сердцевине сетки или обособленных участков феррита, так как его присутствие снижает прочность, пластичность, вязкость сердцевины.

Свойство цементованного слоя в основном определяется по структуре, а именно соотношением структурных составляющих, формой и размером карбидных фаз (влияющих на механические свойства), и по твёрдости (как поверхностного слоя так и сердцевины): твёрдость поверхностного слоя для углеродистых сталей 60 .. 64 HRC, сердцевины – 30 .. 45 HRC.

Как контролируется твёрдость: образец-свидетель – для измерения твёрдости по Роквеллу (HRC) – на нём проводится контроль толщины цементованного слоя. Чаще всего в практических условиях измеряется не общая, а эффективная толщина слоя. В качестве базового параметра принимают микроструктуру до границы феррито-перлитной зоны. То есть до появления феррита или структуры, содержащей 50% перлита и 50% феррита. Это будет соответствовать углероду 0,4%. На образце-свидетеле толщина слоя определяется линейным методом при увеличении х100.

Контроль содержания углерода: у образца-свидетеля делают химический анализ.

32. Нитроцементация и цианирование. Особенности совместной диффузии в стали С и N.

Нитро цементация и цианирование

Это поверхностное насыщение стали одновременно углеродом и азотом в газовой среде (нитро цементация), или расплавленных цианистых ваннах (цианирование) (в NaCN, KCN).

Высокотемпературная нитро цементация и цианирование проводятся при температурах 850 .. 870°С. Применяется для конструкционных низкоуглеродистых сталей.

Проводится для улучшаемых сталей, для коррозионностойких сталей, для инструментальныхбыстро режущих сталей. Цель нитро цементации и цианирования – повышение износостойкости, пределовыносливости, сопротивление истиранию, повышение коррозионной стойкости поверхностного слоя деталей.

Особенности совместной диффузии углерода и азота в сталь

При увеличении температуры процесса содержание азота в диффузионном слое уменьшается, а содержание углерода непрерывно увеличивается.

Азот, диффундируя в сталь вместе с углеродом, оказывает существенное влияние на степень насыщения поверхностного слоя углеродом, и на глубину диффузии углеродом. Азот понижает температурную область существования γ-железа (аустенит), т.е. понижает температуру углеродного эвтектоидного превращенияс 727°С до 590°С, и способствует интенсивному науглероживанию сталей при более низких температурах, чем при цементации.

При нитро цементации процесс насыщения углеродом и азотом в газовой среде при высокой температуре имеет две стадии, разные по кинетике:

1. В течении 1 – 3 часов сталь насыщается и углеродом, и азотом.

2. Продолжается насыщение поверхности углеродом и происходит десорбция азота, т.е. выход части адсорбированных атомов азота с поверхности в газовую среду

Десорбция азота – результат кинетического взаимодействия атомов азота и углерода в стали, т.е. в определённых условиях механизм взаимодействия азота и углерода при их совместной диффузии в сталь заключается в том, что преобладаетпроникновение одного элемента (углерода) и торможение проникновения другого (азота). Газовая среда не меняется (контролируется и является постоянной).

Преимущества нитро цементации перед газовой цементацией

1. Процесс нитро цементации получил широкое распространение в машиностроении для деталей, которые по условиям их работы должны иметь толщину диффузионного слоя до 1 мм (что меньше толщины слоя при газовой цементации).

2. При насыщении сталей азотом снижается температура α-γ превращения. Это позволяет везти процесс при более низких температурах, и, одновременно, в присутствии азота увеличивается диффузионная подвижность углерода в аустените.

3. При нитро цементации повышается износостойкость детали вследствие дополнительного насыщения азотом.

4. Понижение температуры насыщения уменьшает длительность процесса, т.е. снижается время выдержки, что позволяет снизить деформацию обрабатываемых деталей, а так же уменьшить время на подстуживание перед закалкой. Для высокотемпературной нитро цементации (и для газовой цементации) применяют одно и то же оборудование, и одинаковые процессы

5. термической обработки.

Технология нитроцементации

Температура нагрева – 850 .. 870°С. В качестве газовой среды используют:

1. 8 .. 10 % природного газа (источник углерода) для получения в поверхностном слое 0,8 .. 1 % углерода. Сюда же 2 .. 5 % NH₃(аммиак)(источник азота) для получения 0,2 .. 0,4 % азота. Остальное – эндотермический нейтральный газ.

2. В шахтных печах (жидкость) среда сентин, керосин, тританоламин (C₂H₅O)₃N (всё это в виде капель) + добавляем аммиак.

После насыщения проводится термическая обработка:

1. С повторным нагревом (как и в цементации)(воосновном для шахтных печей)

2. С подстуживанием (в безмуфильных агрегатах). Используются стали 25ХГТ, 25ХГМ. При подстуживании аустенит (~1%), насыщенный азотом, распадается на карбо-нитриды и аустенит (~0,82%), с образованием фазы При закалке . При отпуске .

33. Структура и свойства нитроцементованного слоя. Дефекты нитроцементации.

При оптимальных условиях проведения нитро цементации и термообработки структура поверхностного слоя должна состоять из мартенсита, небольшого количества карбо нитридов и остаточного аустенита. Структура сердцевины должна состоять в основном из малоуглеродистого мартенсита и небольшого количества остаточного аустенита. В поверхностном слое количество аустенита допускается 25..30%. При оптимальном соотношении структурных составляющих в поверхностном слое повышается предел выносливости при изгибе, износостойкость, контактная выносливость по сравнению с цементованным слоем.

Более высокая износостойкость обеспечивается карбо нитридной фазой. При увеличении количества остаточного аустенита износостойкость снижается. Так же большое влияние оказывает размер аустенитного зерна. Показатели механических свойств достигаются только при оптимальном для данной стали содержании углерода и азота в поверхностном слое: 0,8..1%С, 0,1..0,35%N. При более низкой концентрации углерода в поверхностном слое могут образовываться нитриды легирующих элементов (например Cr, Mn, Ti, Mo), и вследствие этого происходит обеднение азотом и легирующими элементами аустенита. При последующей закалке аустенит будет претерпевать частичный распад с образованием троостита. Иногда это может происходить на всю протяжённость нитро цементованного слоя. Является дефектом. В результате может быть снижена прочность, пластичность и вязкость стали.Nдолжно быть не меньше 0,1% для устранения вредного влияния внутреннего окислениязёрен, но и не больше 0,35%, иначе образуется в слое тёмная составляющая – поры, заполненные графитом или остатком карбидов или карбидо-нитридных фаз. Образование тёмной составляющих связано с деозотированием поверхности диффузионного слоя в процессе нитро цементации в атмосфере с высоким азотным потенциалом.

При увеличении продолжительности нитро цементации происходит удаление с поверхностного слоя азота. Процесс диазотирования определяется взаимодействием между азотом, углеродом и фазами нитроцементованного слоя. Тёмная составляющая возникает в результате диссоциации нитридных фаз при замещении их карбидами, окислении и графитизации карбидов. Из-за большой термодинамической устойчивости карбидов по сравнению с нитридами и карбо нитридами углерод вытесняет из них азот, что приводит к возникновению молекулярного азота, выход его в атмосферу и возникновение пор. Одновременно в присутствии кремния и кислорода протекает процесс графитизации и окисления карбидов, отсюда поры заполнены графитом и оксидами Cr, Mn, Si. Тёмная состовляюшая резко снижает предел выносливости и другие механические свойства. Устранить тёмную составляющую нельзя, только предотвратить. Для предотвращения рекомендуется снижать количество аммиака. Подача аммиака в зону насыщения должна быть не ранее, чем за 2..2,5 часа до закалки, чтобы исключить стадию диозотирования поверхностных зон. Допускается балл тёмной составляющей 1..4. Если тёмная составляющая распространяется на всю глубину слоя (балл 9..10) – это брак. Твёрдость поверхности 68..64 HRC, середины 30..35 HRC.