.

Фазові та структурні переходи при навуглецюванні сплавів заліза з хромом та титаном: Автореф. дис… канд. техн. наук / О.В. Мовчан, Держ. металург. а

Язык: украинский
Формат: реферат
Тип документа: Word Doc
0 2364
Скачать документ

Державна металургійна академія України

Мовчан Олександр Володимирович

УДК 669.15’26’295.017.3 (043)

ФАЗОВІ ТА СТРУКТУРНІ ПЕРЕХОДИ ПРИ
НАВУГЛЕЦЮВАННІ СПЛАВІВ ЗАЛІЗА З
ХРОМОМ ТА ТИТАНОМ

Спеціальність 05.16.01
“Металознавство та термічна обробка металів”

Автореферат
дисертації на здобуття наукового
ступеня кандидата технічних наук

Дніпропетровськ – 1999

Дисертацією є рукопис
Робота виконана в Державній металургійній академії України Міністерства освіти України

Науковий керівник
докт. техн. наук, професор Долженков Іван Єгорович, зав. кафедрою термічної обробки металів Державної металургійної академії України

Офіційні опоненти:
Большаков Володимир Іванович, докт. техн. наук, професор, Придніпровська державна академія будівництва та архітектури, ректор
Сухомлин Георгій Дмитрович, канд. техн. наук, с.н.с., Державний науково-дослідний та конструкторсько-технологічний інститут трубної промисловості, провідний науковий співробітник
Провідна установа:
Інститут чорної металургії НАН України, м. Дніпропетровськ

Захист відбудеться “ 2 ” листопада 1999 р. о 12-30 годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 08.084.02, Державна металургійна академія України, проспект Гагаріна 4, м. Дніпропетровськ, Україна, 620635

З дисертацією можна ознайомитись у бібліотеці Державної металургійної академії України, проспект Гагаріна, 4, м. Дніпропетровськ, Україна, 620635

Автореферат розісланий 1 жовтня 1999 р.

Вчений секретар
спеціалізованої вченої ради ______________________Комаров О.М.

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ

Актуальність теми
Основними засобами формоутворення в різноманітних виробничих процесах є обробка різанням або тиском. Тому проблема підвищення стійкості інструменту для їхнього здійснення ще довго буде актуальною. Створення нових матеріалів з особливими властивостями ставить задачу створення інструменту для його обробки. Крім того, застосування інструментальних сталей, внаслідок їхньої високої твердості і зносостійкості, не обмежується процесами формоутворення. Їх використають для виробництва підшипників кочення, шестерень, черв’яків та ін.
Однім з засобів поверхневого зміцнення інструменту є цементація. Незважаючи на те, що цементація відома дуже давно, все ще недостатньо досліджені питання, зв’язані з фазовими перетвореннями, що відбуваються під час цементації легованих сталей, в частковості інструментальних: виділення спеціальних карбідів і легованого цементиту, якщо сталь легована карбідоутворюючими елементами;  перекристалізація при легуванні -стабілізаторами, що виклинюють аустенітну область на діаграмі стану залізо – легуючий елемент; можливо протікання обох реакцій в об’ємі, що насичується, якщо легуючий елемент є водночас і карбідоутворюючим, і -стабілізатором. Структурні перетворення, що відбуваються при цьому, надто різноманітні і залежать від концентраційно-температурних параметрів процесу. Особливий науковий і практичний інтерес має перетворення, коли пересичений вуглецем ферит розпадається з одночасним утворенням двох фаз – аустеніту і карбіду. В результаті утворюються направлені евтектоїдоподібні колонії, що подають собою природний композит.
В наведеній дисертації основним об’єктом досліджень є сплав Fe-Ti, при навуглецюванні якого формуються колонії аустеніт (після гарту – мартенсит) – карбід TiC. Карбід TiC є одним з самих твердих карбідів, тому армування їм поверхневого шару наводить до істотного підвищення твердості та зносостійкості і робить отриманий матеріал перспективним для застосування в якості інструментального. Тому тема роботи уявляється актуальною.
Зв’язок з науковими програмами і планами
Окремі результати дисертації використані в наступних науково-дослідних роботах тематики Державної металургійної академії України: Г103020002 “Розробка економнолегованих сталей високої твердості, зносостійкості та корозійної стійкості, зміцнених карбідними волокнами в процесі дифузійного навуглецювання”; Г103F40008 “Розробка теорії і практики виготовлення складнолегованих матеріалів з композитною структурою поверхні”.
Мета і задачі роботи
Мета даної роботи – розробка технологічного процесу цементації та остаточної термічної обробки інструменту різноманітного призначення з сплавів Fe-Ti додатково легованих хромом.
Для досягнення поставленої мети вирішували наступні задачі:
 Досліджували закономірності фазових і структурних переходів при навуглецюванні подвійних сплавів Fe-Ti, кристалогеометричні особливості будови аустеніто-карбідних (А-К) колоній, що утворилися в результаті фазового перетворення  +TiC фериту, що навуглецьовувався, механізм зростання А-К колоній, вплив швидкості просування фронту перетворення на диференціровку фаз в колоніях.
 Досліджували вплив додаткового легування сплавів Fe-Ti хромом, кремнієм і молібденом на структуроутворення при навуглецюванні.
 Досліджували твердість і теплостійкість навуглецьованих сплавів Fe-Ti-Cr з різною концентрацією хрому.
 Досліджували термічну стабільність А-К колоній при температурі цементації, а також при відпуску після гарту.
Наукова новизна
 Встановлено, що аустенітна матриця природного композиту, що одержується цементацією сплавів заліза з титаном, монокристалічна і зв’язана з волокнами, що армують TiC, орієнтаційним співвідношенням (ОС) 100100TiC; 010010TiC; 001001TiC.
 Показано, що армуючи волокна карбіду титану монокристалічні та не містять видних під електронним мікроскопом дефектів кристалічної будови, т. є. можуть бути віднесені до нитковидних кристалів.
 Встановлено, що габітусними площинами межфазних поверхонь аустеніт – карбід є площини 111 та 100, а направленням зростання карбідного волокна –  110.
 Доведено, що механізм зростання аустеніто-карбідних колоній може бути описаний відомими рівняннями для евтектичного або евтектоїдного перетворень шляхом заміни переохолодження материнської фази на фронті перетворення на пересичення вуглецем.
 Встановлено, що при додатковому легуванні сплавів Fe-Ti хромом рівний фронт +TiC трансформується в чарунковий, а однонаправлені волокна TiC – в розгалужені дендрити і огранені частки. Це підтверджує існування ефекту концентраційного пересичення, відомого для однофазної  перекристалізації Fe-Si сплавів, що навуглецьовуються.
 Встановлено, що в сплаві Fe-Ti-9,75%Cr при відпуску в інтервалі температур 550-650С в місці пересичення вуглецем спостерігається евтектоїдний розпад залишкового аустеніту. Карбідною фазою в эвтектоїді може бути цементит, карбід М7С3 і неідентифікований карбід, можливо ізоморфний М7С3, але що відрізняється від нього параметрами гратки.
 Показане, що при остаточній термічній обробці інструменту з композиційною структурою поверхневого шару слідує уникати високого відпуску, т. щ. при цьому волокна ,що армують TiC швидко сфероїдизуються.
Практичне значення отриманих результатів
Результати проведених досліджень дозволили розробити технологічні процеси цементації і остаточної термічної обробки інструменту двох класів – полутеплостійкого високохромистого із зміцненням рівноосними карбідами титану і нетеплостійкого економнолегованого з композиційною структурою поверхневого шару.
По розробленому режиму була оброблена дослідна партія ріжучих вставок для збірних деревообробних фрез, що були випробувані на стенді Каменець-Подільського заводу дереворіжучого інструменту. Стійкість дослідних вставок виявилася в 1,5-2 разу вище серійних з стали Х6ВФ.
Особистий внесок здобувача
Всі використані в дисертації матеріали, що опублікувалися в співавторстві, отримані здобувачем особисто. В випадку використання робіт інших авторів в роботі є відповідні заслання.
Особистий внесок здобувача в опубліковані в співавторстві роботи (в порядку наведеного списку опублікованих робіт):
При підготовці статті 1 виплавлені спробні сплави, проведені експерименти по цементації і гарту, виконаний мікроструктурний аналіз, проаналізовані закономірності структуроутворення з використанням засобів геометричної термодинаміки, підготовані зразки для електронно-мікроскопічних досліджень, виконана розшифровка електронограм, запропонований можливий механізм впливу легування хромом на структурні переходи при навуглецюванні.
При підготовці статті 2 виконана термообробка дослідних сплавів, досліджена твердість і теплостійкість навуглецьованих шарів, визначена залежність міжстержневої відстані в аустеніто-карбідних колоніях від швидкості просування фронту +TiC кооперативного перетворення.
При підготовці статті 3 і доповіді 4 виплавлені спробні сплави, проведені експерименти по цементації та гарту, виконані мікроструктурні дослідження.
При підготовці доповіді 5 проведені випробування цементованих дослідних сплавів на термічну стабільність, виконані металографічні дослідження, підготовані зразки для електронно-мікроскопічних досліджень, проаналізовані результати і обгрунтований механізм прискореної сфероїдизації А-К колоній при відпуску.
При підготовці доповіді 6 проведені експерименти по гарту спробного сплаву на залишковий аустеніт, підготовані зразки і виконані електронно-мікроскопічні дослідження, розшифровані електронограми, визначені кристалографічні індекси габітусних площин межфазних поверхонь аустеніт – карбід TiC і напрямки зростання карбідних стержнів.
Апробація результатів дисертації
Матеріали дисертації доповідені та обговорені на конференції “Структура и методы исследования легированных сталей”, 17-21 лютого 1991 г., м. Київ, на міжнародному семінарі “Проблемы современного материаловедения”, 18-20 квітня 1995 г., м. Дніпропетровськ.
Результати дисертації опубліковані в 1-ой статті в науковому журналі, в 2-х статтях в республіканській міжвідомчий науково-технічній збірці, в 3-х збірках тез доповідей наукових конференцій.
Структура і об’єм роботи
Дисертація складається з введення, 6 розділів, висновків, 1 додатку. Повний об’єм дисертації 152 стор. Дисертація включає 61 малюнок, 3 таблиці, список використаних літературних джерел з 120 найменувань.
ОСНОВНИЙ ЗМІСТ РОБОТИ
ОГЛЯД ЛІТЕРАТУРИ ПО ТЕМІ І ВИБІР
НАПРЯМКІВ ДОСЛІДЖЕНЬ
Аналіз наявних літературних даних показав, що цементація є добре відомим засобом підвищення стійкістних властивостей інструменту різноманітного призначення. Підвищення концентрації вуглецю на 0.2% в швидкоріжучих сталях підвищує твердість, зносостійкість, теплостійкість. Цементація низьковуглецевих матричних сплавів дозволяє уникнути карбідної неоднорідності. Можливо також одержання в поверхневому шарі навуглецьованого матеріалу структури природного композиту. Це відбувається в результаті фазового переходу  +карбід, коли змінюючийся за концентрацією вуглецю склад фериту минає через феритний кут конодного трикутника, що обмежує трьохфазну область ферит – аустеніт – карбід на ізотермічному перерізі діаграми стану залізо – вуглець – легуючий елемент при температурі цементації. Структура композита подає собою аустенітну (після гарту мартенситну) матрицю, армовану волокнами або пластинами спеціального карбіду, орієнтованого здебільше в напрямку потоку вуглецю. Оскільки дана структура одержується в результаті дифузійного розпаду материнської фази на дві дочірні, то найбільш близькими по природі природними композитами є евтектичний або евтектоїдний.
В роботі проаналізовані дані по механізмам стаціонарного зростання евтектик, кристалографічній будові евтектичниих композитів, впливу домішок на структуру евтектик, їхньої термічної стабільності.
Аналіз літературних даних по природним композитам, що утворилися при навуглецюванні, показав, що композит на базі цементованого сплаву Fe-1,17%Ti по зносостійкості в 3 рази перевищує сталь Х12М і подається перспективним в якості інструментального матеріалу. Однак цементований інструмент з сплаву Fe-Ti не має задовільного рівня теплостійкості. Теплостійкість можна підвищити додатковим легуванням, вплив якого на структуроутворення при навуглецюванні в літературі освітлене недостатньо.
Таким чином, було необхідно вивчити особливості фазових і структурних переходів при навуглецюванні подвійних сплавів Fe-Ti, вплив додаткового легування на структуру і властивості навуглецьованих матеріалів, вплив можливих режимів термообробки на структуру композита з метою розробки на цій основі оптимальних режимів цементації та остаточної термічної обробки інструменту з сплаву Fe-Ti-Cr.
МАТЕРІАЛ І МЕТОДИКА ДОСЛІДЖЕННЯ
Спробні сплави виробляли на основі армко-заліза, титанової губки, металевих хрому, молібдену і кремнію в печі опору з графітовим нагрівачем в середовищі очищеного аргону. Сплав 9 для промислових випробувань (зливок масою біля 10 кг) виробляли в індукційній печі. Хімічний склад отриманих сплавів наведений в таблиці 1.
Таблиця 1 – Хімічний склад дослідних сплавів
Сплав № Хімічний склад, % по масі
C Ti Cr Mo Si
1 0,04 – 0,06 1,70 – – –
2 1,04 – – –
3 1,27 2,70 – –
4 1,45 4,85 – –
5 1,48 9,75 – –
6 1,14 – 1,39 –
7 1,41 – – 1,31
8 – 9,67 7,92 –
9 1,35 2,37 – 0,7% Mn

Після виплавки зливки дослідних сплавів (окрім №9) кували на прутки квадратного перетину розміром 15 15 мм, що в подальшому розрізали на зразки вимагаємих розмірів.
Цементацію здійснювали в твердому карбюризаторі, в вакуумній печі СШВЛ 0.6. 2/16И2 і в печі з киплячою верствою. В вакуумній печі і в печі з киплячою верствою в якості карбюризатора використали природний газ.
Металографічні дослідження проводили на мікроскопі “Neophot 21”. Металографічні шліфи травили в 4%-ом спиртовому розчині азотної кислоти, а шліфи сплаву 5 з високою концентрацією хрому у реактиві Марбля (20 мл HCl, 4 г CuSO4, 20 мл H2O).
Для дослідження структури навуглецьованих шарів на растровому електронному мікроскопі JSM-35 шліфи піддавали електролітичному глибокому травленню в реактиві наступного складу: 50 мл HCl, 25 г калію-натрію виннокислого, 1000 мл H2O. Додана напруга складала 5-10В.
Локальний мікрорентгеноспектральний аналіз проводили з допомогою мікрозонда MS-46 “Cameka”.
Рентгеноструктурний аналіз проводили на дифрактометрах ДРОН 2 і ДРОН 3 в монохроматичному Мо K- випромінюванні.
Електронно-мікроскопічні дослідження проводили на мікроскопі ЭМ-125 при прискорюючий напрузі 100 і 125 кВ, діаметр селекторної діафрагми 1 мкм. Об’єктами дослідження були тонкі фольги, виготовлені з навуглецьованих зразків по стандартній методиці Боллмана. Використовували хромово-оцетовий електроліт наступного складу: 133 мл крижаної CH3COOH, 25 г CrO3, 7 мл H2O. Обробку електронограм проводили з використанням матриць ориєнтаційного співвідношення.
Твердість зразків вимірювали по Викерсу з навантаженням 5 кг, мікротвердість вимірювали на приладі ПМТ-3 з навантаженням 50-200 г.
СТРУКТУРОУТВОРЕННЯ ПРИ НАВУГЛЕЦЮВАННІ
ФЕРИТНИХ СПЛАВІВ Fe-Ti
В сплавах Fe-Ti при використовуваних температурах цементації (1000-1100°С), ферит має вузький інтервал гомогенності по вуглецю – декілька тисячних часток відсотка по масі. Оскільки в даній роботі досліджували спробні сплави з концентрацією вуглецю 0,04-0,06%, для перетворення фериту по кооперативному механізму з утворенням А-К колоній, в сплаві 1 була вибрана температура цементації, при якій початковий склад сплаву знаходився поблизу сторони  – TiC конодного трикутнику  TiC, в даному випадку – 1100°С. При подальшому навуглецюванні ферит пересичувався вуглецем і зазнавав кооперативного фазового перетворення, що супроводжувався зростанням А-К колоній. Фронт перетворення рівний, карбідна фаза переважно орієнтована вздовж потоку вуглецю, однак спостерігаються відхилення осей карбідних стержнів на кут до 30-35°. Спостерігається огрубіння дифференціровки колоній, зв’язане з уповільненням просування фронту перетворення. Навколо надлишкових карбідів спостерігається абнормальний розпад фериту.
Поперечний перетин карбідної фази може бути равноосним (стержні) або неравноосним (стрічки). Електронно-мікроскопічними дослідженнями встановлено, що матриця складається з частково двійникованого мартенситу, а карбідні стержні або стрічки мають огранку. Стрічки мають однакову орієнтацію в межах зерна.
Зниження температури цементації до 1000С наводить до виділення надлишкових карбідів титану в вигляді равноосних часток або сітки по межам зерен.
Сплав 2 при 1000°С був трьохфазним ферито-аустеніто-карбідним. При навуглецюванні даного сплаву ферит розпадався з утворенням А-К колоній, а в аустеніті, по мірі його насичення вуглецем, виділялися дисперсні частки карбіду титану. При зниженні температури цементації до 960°С структура навуглецьованного шару була повністю колоніальною.
Тонку структуру і кристалогеометрію А-К колоній в аустенітному стані вивчали на зразках сплаву 1, навуглецьованих при температурі 1100°С до межі розчинності і загартованих в воді від температури цементації. Електронно-мікроскопічними дослідженнями було встановлене, що карбідна і аустенітна фази в колоніях зв’язані наступним кристалографічним ОС: [100] [100] TiC, [010] [010] TiC, [001] [001] TiC. Аустенітна матриця монокристалічна в межах одного А-К зерна, то є А-К колонія подає собою єдиний бікристалічний агрегат. В аустеніті на міжфазних межах з карбідом спостерігаються дислокації, виникнення яких зумовлене, очевидно, розмірною невідповідністю періодів кристалічних граток карбіду TiC і аустеніту.
Карбідна фаза колоній не містить видних дефектів кристалічної будови і по властивостям повинна наближатися до нитковидних кристалів (“вусів”). Однак дані нитковидні кристали одержуються природним образом в процесі фазового перетворення, в відзнаку від складних і коштовних процесів їхнього штучного вирощування.
Карбідні стержні огранені трьома площинами. Габітусними площинами є площини 111 та 001. Питома міжфазна енергія поверхні розділу типу {111} менш поверхні типу {100}. Направлення зростання А-К колонії типу . Змішана стрічково-стержнева морфологія колоній формується в випадку, коли потік вуглецю непаралельний направленню , і карбідні стержні ростуть водночас в двох напрямках типу з спільною габітусною площиною типу { 111}.
При кооперативному зростанні А-К колоній перерозподіл титану забезпечується градієнтом його концентрації в фериті перед фронтом перетворення. Застосовуючи підхід, прийнятий для визначення цього градієнту при кристалізації евтектик, одержуємо

де – концентрація титану в фериті на межі з фазою m; – концентрація титану в крапці, відповідній феритному куту конодного трикутника; mFF’ і mFF’’ – нахил ліній, що обмежують області-+ і -TiC+ на ізотермічному перерізі діаграми стану.
Вплив сил поверхневого натягу на величину прикордонних концентрацій визначали з допомогою системи рівнянь Гиббса-Дюгема для фериту в рівновазі з карбідом
(1)

де і – мольна частка і хімічний потенціал компоненту n в фазі m відповідно; VTiC – мольний об’єм карбідної фази; PTiC – капілярний тиск в карбідній фазі, викликаний силами поверхневого натягу.
Аналогічну систему рівнянь можна скласти для фериту в рівновазі з аустенітом. Оскільки розраховували значення прикордонних концентрації при визначеному пересиченні фериту вуглецем , в системах рівнянь нехтували вуглецевими членами. В такому випадку рішення можна уявити в вигляді приблизних виразів, отриманих Хилертом для бінарного випадку:

де – капілярний тиск у фазі m, обумовлений натягом міжфазних меж аустеніт – карбід; Vm – мольний об’єм фази m; – рівноважна концентрація титану в фазі m по діаграмі стану; – концентрація титану в фериті на міжфазній межі з фазою m; – та же в відсутність капілярного тиску.
Таким чином, стаціонарне зростання А-К колоній може бути описане відомими рівняннями для евтектичного або евтектоїдного перетворень шляхом заміни переохолодження на фронті перетворення на пересичення вуглецем.
Рівняння масового балансу при зростанні стержневого композиту вирішували в прямокутній системі координат, т. щ. в такому випадку отримана модель легко розповсюджується на колонію стрічкової морфології:

де v швидкість просування фронту перетворення; D – коефіцієнт дифузії титану в фериті.
Рішення даного рівняння можна подати в вигляді ряду

де – концентрація титану в фериті на нескінченному вилученні від фронту перетворення; Аij – коефіцієнти, що визначаються з умови безперервності діфузанту перед фронтом перетворення; ; ; S – міжстержнева відстань; .
Залежність міжстержневої відстані від швидкості просування фронту перетворення знаходили використовуючи критерій зростання на екстремумі. Отримані значення аналогічні таким для евтектик або евтектоїдів: при перерозподілі компонентів об’ємною дифузією та – прикордонної.
Знайдений експериментально показник ступеню для А-К колоній склав 0,40±0,01, що дозволяє припустити, що перерозподіл компонентів відбувається по змішаному механізму.
ВПЛИВ ХРОМУ НА СТРУКТУРУ І ВЛАСТИВОСТІ
НАВУГЛЕЦЬОВАНОГО ШАРУ
Дослідні сплави цементували при 1100°С протягом 1 години і фіксували структуру гартом в воді від температури цементації. Структура навуглецьованого шару сплаву 3 істотно не відрізнялася від структури сплаву 1.
А-К колонії в навуглецьованому шарі сплаву 4 зберігали регулярність, однак збільшувалася частка віялоподібної структури. Фронт +TiC кооперативного перетворення залишався рівним. При зниженні температури цементації до 1000С на поверхні зразка спостерігали виділення карбіду М7С3.
В сплаві 5 після цементації при температурі 1100°С перед фронтом перетворення спостерігали широку зону надлишкових карбідів, що зв’язане зі стабілізуючим впливом хрому на ферит. Щоб уникнути виділення надлишкових карбідів, температура цементації була підвищена до 1200°С. Композитна структура в сплаві 5 в значному ступені вироджена. Карбідна фаза формується в вигляді огранених часток і розгалужених дендритів складної морфології. Спостерігається огрубіння диференціровки колоній. Фронт +TiC перетворення трансформувався в чарунковий.
Зі збільшенням концентрації хрому в сплаві трьохфазний об’єм ферит – аустеніт – карбід TiC з одного боку обмежений конодним трикутником, а з іншого – однією з граней конодного тетраедру, в якому четвертою вершиною є карбід М23С6. Нахил граней конодного тетраедру до площини Fe-Ti-C визначається рівноважними концентраціями хрому в фериті, аустеніті і карбіді TiC в області чотирьохфазної рівноваги. Сама велика його концентрація в фериті, менша – в аустеніті і сама менша – в карбіді TiC. Із-за різного нахилу конод ферит – карбід і ферит – аустеніт до осі концентрації легуючого елемента, при екстраполяції конод в область пересиченого вуглецем фериту, в останньому на фронті перетворення, окрім градієнту концентрації титану, виникає градієнт концентрації хрому, і здійснюється перерозподіл даних елементів між зростаючими аустенітом і карбідом, як це відбувається при навуглецюванні сплавів 3 і 4.
Трансформацію плоского фронту перетворення в чарунковий можна пояснити ефектом концентраційного пересичення, схожого з ефектом концентраційного переохолодження при кристалізації сплавів. При стаціонарному процесі концентрація хрому в фериті на фронті перетворення вище, ніж на нескінченному вилученні від нього. Градієнт концентрації хрому створює градієнт концентрації вуглецю, відповідної  +TiC перетворенню. Оскільки коефіцієнт дифузії хрому в фериті на декілька порядків менший, ніж вуглецю, то градієнт рівноважної концентрації вуглецю в фериті на фронті перетворення багато вище, ніж істинний. Перед фронтом перетворення виникає зона концентраційного пересичення фериту вуглецем, аналогічна зоні концентраційного переохолодження. При цьому формується чарунковий фронт перетворення, де хром відтиснюється в западини між виступами на фронті.
Дендритне галуження карбідних стержнів пояснюється тим, що в фериті перед карбідом локальна концентрація легуючого елемента вище, ніж перед аустенітом. Збільшення концентраційного пересичення фериту перед однією з фаз може наводити до дендритного розгалуження цієї фази. Можливим механізмом дендритного розгалуження композитной структури може бути також порушення стационарности процесу зростання дифузійного шару.
Загальний характер закономірностей трансформації структури А-К колоній в навуглецьованому шарі при легуванні -стабілізаторами підтверджується цементацією модельних сплавів 6 і 7. Однак, спостерігається істотна різниця в концентрації легуючого елемента, при якій спостерігається структурний перехід від однонаправлених А-К колоній до дендритних. Молібден і кремній є більш сильними -стабілізаторами, отже, більш сильно висловлений ефект концентраційного пересичення. Тому гранична концентрація легуючого елемента, при якій можливе однонаправлене композиційне зростання, залежить від вигляду діаграми стану Fe-Ti-C-легуючий елемент.
Механічні властивості зразків сплавів 1, 3–5 досліджували після цементації в твердому карбюризаторі протягом 45 хв. і гарту в воді від температур цементації. Температура навуглецювання сплавів 1, 3, 4 складала 1100°С, сплаву 5 – 1200°С. Частину зразків сплаву 1 піддавали повторному гарту від температури 1200°С. З збільшенням концентрації хрому в вихідному сплаві, а також з підвищенням температури гарту твердість знижується, що зв’язане з збільшенням кількості залишкового аустеніту в структурі, однак швидкість знеміцнення знижується, а в сплаві 5 спостерігається пик вторинної твердості при 550°С. У порівнянні з полутеплостійкими сталями типу Х12М, пик вторинної твердості зміщений в область більш високих температур, що, по всій імовірності, зв’язане з більш високої легованістю твердого розчину.
Електронно-мікроскопічними дослідженнями встановлено, що після відпуску на максимум вторинній твердості (550С) мартенсит зберігає високу щільність дефектів і подвійники. Рентгеноструктурним аналізом карбідного осадку встановлене, що дисперсним карбідом, що виділився при відпуску, є карбід, ізоморфний карбіду Cr3C2.
Характерною особливістю структури навуглецьованого, загартованого і відпущеного в інтервалі температур 550-650С сплаву 5 є евтектоїдний розпад залишкового аустеніту під час ізотермічної видержки при відпуску.
Електронно-мікроскопічними дослідженнями після відпуску встановлено, що карбідна фаза евтектоїду подана трьома типами карбідів – цементитом, карбідом М7С3 (виявлений тільки після відпуску при 550С) і не ідентифікованим карбідом, можливо ізоморфним М7С3 з параметрами гратки а=13,23A, с=5,67A.
СФЕРОЇДИЗАЦІЯ КАРБІДНОЇ ФАЗИ В А-К КОЛОНІЯХ
НАВУГЛЕЦЬОВАНОГО ШАРУ СПЛАВІВ Fе-Ti І Fe-Ti-Cr
ПРИ ВИСОКОМУ ВІДПУСКУ
Термічна стабільність колоній -TiC при температурах цементації (1100С) достатньо висока. Після цементації тривалістю 9 годин при 1100С сплаву 1 карбідні волокна не зазнають помітних структурних змін. Сплав 1 піддавали також вакуумної цементації при 1100С протягом 3-х годин, а після цього витримували 4 години при тій же температурі без подачі навуглецюючого газу. Встановлене, що після даної обробки структурних перетворень також не відбувається.
Досліджували термічну стабільність карбідної фази в навуглецьованому шарі під час відпуску, який може входити в технологію остаточної термічної обробки цементованого інструменту. Встановлене, що після відпуску при 650С протягом 4-х годин карбідна фаза в А-К колоніях в значному ступені сфероїдизовалася. Ступінь сфероїдизації зменшується по мірі вилучення від поверхні зразка із-за огрубіння дифференціровки колоній. В навуглецьованому шарі сплаву 4, обробленого по тому ж режиму, також спостерігається значна сфероїдизація карбідної фази. Відпуск при 450С протягом 4-х годин не наводить до зміни морфології карбідної фази в колоніях. Електронно-мікроскопічними дослідженнями тонких фольг зразка сплаву 1 після відпуску при 650С протягом 4-х годин встановлено, що в випадку, коли волокно карбіду TiС межує з двома феритними зернами, одне з яких більше, а інше менше, в рівноважні прикордонні концентрації на межфазній поверхні карбід – матриця вноситься збурення, викликане різним капілярним тиском в меншому і більшому феритних зернах. Таким чином, встановлюється дифузійний потік титану і вуглецю від більшого субзерна до меншого і в карбіді, і в матриці.
Для аналізу кінетики ділення карбідних волокон в аустеніті за основу брали модель Клайна. Оцінку кінетики ділення волокна під час відпуску проводили шляхом внесення в модель Клайна змін, що викликаються впливом зеренної структури матриці. Ділення волокна на частині в першому і другому випадках описується наступними диференційними рівняннями
(2)
(3)
де r0 – радіус незбуреного волокна; b – ширина межі; а – переліковий коефіцієнт;  r – амплітуда збурення; ;  – довжина хвилі збурення; z – координата, направлена вздовж осі волокна; – коефіцієнт прикордонної дифузії титану в фазі m; n – показник різнозереності.
Після підстановки постійних параметрів рівняння вирішували чисельно, використовуючи програму Mathсad 7.0.
Рішення рівняння (2) показує, що при мінімально можливій амплітуді збурення (1A) карбідне волокно ділиться на частині протягом проміжку часу менш однієї години, що не відповідає результатам експерименту. Певно, висока стійкість А-К колоній зумовлена тим, що когерентна межфазна межа аустеніт – карбід має низьку енергію. З зменшенням енергії межфазної межі тривалість розподілу росте експоненціально і процес сфероїдизації істотно гальмується.
Рішення рівняння (3) показує, що при зміні r0 від 0,8 до 1,0 мкм тривалість видержки до розподілу волокна на частині міняється від 7,5.103 до 1,83.104 с. Відповідність отриманих даних експерименту говорить про адекватність наведеної моделі.
Наявність в матриці часток цементиту, що виділилися при відпуску, також може впливати на процес сфероїдицації карбідних колоній. Під впливом натягу міжфазних меж концентрація титану в фериті на межфазній межі з карбідом TiC буде більше ніж з цементитом. Таким чином, створюється концентраційне поле титану, що порушує його дифузійний потік і створює додаткові збурення на поверхні волокна.
ТЕХНОЛОГІЧНІ ПРОЦЕСИ ЦЕМЕНТАЦІЇ І
НАСТУПНОЇ ОСТАТОЧНОЇ ТЕРМІЧНОЇ
ОБРОБКИ ІНСТРУМЕНТУ РІЗНОГО ПРИЗНАЧЕННЯ
Розроблені технологічні процеси хіміко-термічної і остаточної термічної обробки полутеплостійкого і нетеплостійкого низьколегованого інструменту.
Для високолегованого вториннотвердіючого сплаву 5 при проведенні цементації необхідна тонке регулювання вуглецевого потенціалу середовища, що насичує, оскільки при відпуску даного сплаву на вторинну твердість (550С) при пересиченні вуглецем відбувається евтектоїдний розпад залишкового аустеніту, а гарт від температури 1200С може наводити до оплавлення поверхні.
Відпрацювання технологічного процесу регульованої вакуумної цементації сплаву 5 здійснювали по циклічній схемі “відкачка – напуск газу – видержка – відкачка”. Встановлено, що при такому процесі характеристики навуглецьованого шару залежать від розміру садки, що оброблювалася, тому був зроблений розрахунок дифузійної кінетики навуглецювання в залежності від розміру садки.
Активність вуглецю, розчиненого в аустеніті, який знаходиться в рівновазі з газовим середовищем, визначається по формулі
, (4)
де K – константа рівноваги; і – парціальний тиск метану та водню в печі.
Для побудови концентраційних профілів вуглецю в дифузійному шарі в певний момент часу необхідно вирішити диференційне рівняння дифузії при початкових і граничних умовах, відповідних активній і пасивній фазам циклу. Для пасивної фази циклу застосовано рішення рівняння дифузії з непроникною зовнішньою межею.
Опис дифузійних процесів під час активної фази циклу описуються рішенням рівняння з граничними умовами 3-го роду. Як слідує з формули (4), рівноважна концентрація є лінійною функцією від відношення парціального тиску метану до квадрату парціального тиску водню. Під час активної фази циклу не є постійною величиною, т. є. по мірі переходу вуглецю через граничну поверхню склад середовища змінюється.
Таким чином, для побудови концентраційного профілю вуглецю в процесі вакуумної цементації в циклічному режимі необхідно послідовно вирішувати рівняння дифузії для кожного циклу з граничними умовами
,
де DC – коефіцієнт дифузії вуглецю; СС (z, t) – концентрація вуглецю в поверхневому шарі; t – час; z – координата;  – константа фазово-граничної реакції;  – постійний коефіцієнт, що залежить від константи рівноваги реакції (4) і коефіцієнту активності вуглецю в аустеніті; NCH4 і NH2 – число молей метану і водню відповідно в середовищі, що насичує; S – площа поверхні садки.
Враховуючи велику кількість циклів, технологічний процес цементації для різних об’ємів садки відпрацьовували полуемпірично. Концентраційні профілі вуглецю для різних об’ємів садки будуть ідентичними при таких же граничних умовах. Таким чином, регулювання процесу цементації для садок різного розміру зводиться до зміни початкового тиску метану в печі, а невідомі постійні параметри визначаються емпірично для кожної моделі обладнання.
Цементацію нетеплостійкого інструменту виробляли без регулювання вуглецевого потенціалу, оскільки для одержання композитної структури в низьколегованих сплавах Fe-Ti-Cr з хімічним складом типу 1, 3, 4 температура насичення складає 1000-1100С, що нижче температури ліквідус, і небезпека оплавлення була відсутня. Для усунення негативного впливу залишкового аустеніту необхідна остаточна термічна обробка по режиму: гарт з цементаційного нагріву, проміжний середній відпуск, повторний гарт з більш низької температури, низький відпуск. При цьому досягається додаткове зміцнення частками цементиту.
Технологічний процес цементації і остаточної термічної обробки відпрацьовували на дослідно-промисловій партії ріжучих вставок збірних деревообробних фрез, виготовлених з дослідного сплаву 9 взамін стали Х6ВФ. Цементацію і остаточну термічну обробку виробляли в дослідно-промисловій печі з киплячою верствою конструкції ДМетАУ. Температура цементації складала 1000С, тривалість 8 г. По закінченню видержки заготовки гартували в маслі. Проміжний відпуск виробляли при температурі 450С протягом 1 години.
Цементацію та остаточний гарт виробляли від температури 820С, температура заключного відпуску складала 250С.
На Каменец-Подільському заводі дереворіжучого інструменту ріжучі вставки для збірних фрез піддавали стендовим випробуванням. Дослідні вставки показали, що стійкість в 1,5-2 рази перевищує стійкість серійних вставок з стали Х6ВФ.

ВИСНОВКИ
1. На підставі результатів дослідження фазових переходів при навуглецюванні сплавів заліза з хромом та титаном розроблені два технологічних процеси цементації і остаточної термічної обробки різних класів інструменту – високолегованого полутеплостійкого і низьколегованого нетеплостійкого.
2. При навуглецюванні сплавів заліза з титаном при концентрації титану 1,04-1,70% в інтервалі температур 950-1100С можливе зростання А-К колоній стержневою морфології, в результаті чого кінцева структура навуглецьованого шару подає собою природний композит.
3. Із-за вузького інтервалу гомогенності фериту по вуглецю при температурах цементації (декілька тисячних відсотка), при навуглецюванні сплавів Fe-Ti з вихідною концентрацією вуглецю 0,04-0,06%, неможлива реалізація +TiC кооперативного перетворення в чистому вигляді. Вихідна структура сплаву може бути або двухфазною ферито-карбідною, або трехфазною ферито-аустенито-карбідною. Температура цементації повинна вибиратися таким чином, щоб початковий склад сплаву знаходився поблизу ферито-карбідної сторони конодного трикутника  -TiC-.
4. Тонка структура А-К колоній при температурі цементації відрізняється низькою щільністю дефектів кристалічної будови. Волокна карбіду TiC взагалі не містять видимих дефектів і можуть бути віднесені до нитковидних кристалів. Аустенітна матриця містить одиничні дислокації на міжфазних межах з карбідом. Між аустенітом і карбідом TiC існує орієнтаційне співвідношення 100100TiC; 010010TiC; 001001TiC. Переважним направленням зростання аустеніто-карбідних бікристалітів є направлення  110, габітусними площинами міжфазних меж – площини 111 та 100.
5. Механізм кооперативного зростання А-К колоній може бути описаний відомими рівняннями для евтектичноого або евтектоїдного перетворень шляхом заміни переохолодження на фронті перетворення на пересиченя фериту вуглецем. Згідно даному механізму, співвідношення між міжстержневою відстанню і швидкістю зростання А-К колоній можна сформулювати як S=const. v-0,5 в випадку, якщо перерозподіл компонентів сплаву перед фронтом перетворення здійснюється по механізму об’ємної дифузії, S=const.v-0,33 в випадку прикордонної дифузії. Експериментально встановлена залежність в колоніях -TiC склала S=const.v-0,400,01 що дозволяє припустити, що перерозподіл компонентів здійснюється по змішаному механізму.
6. Легування хромом до 4,85% не виявляє помітного впливу на структуру навуглецьованого шару. Подальше збільшення його концентрації наводить до виникнення перед фронтом перетворення зони концентраційного пересичення і виродженню композиційної структури. В сплаві, легованому 9,75% Cr, карбідна фаза мала змішану морфологію відокремлених огранених равноосних і неравноосних часток і розгалужених дендритів.
7. При стаціонарному зростанні-TiC колоній в сплавах, додатково легованих хромом, в фериті перед фронтом перетворення, окрім градієнту концентрації титану, існує градієнт концентрації хрому, обумовлений різноманітним нахилом конод до осі його концентрації на діаграмі стану Fe-Ti-Cr-C. Таким чином, в процесі стаціонарного зростання перед фронтом перетворення перерозподіляються і основні компоненти, і легуючий елемент.
8. Гранична концентрація легуючого -стабілізатору, при якій можливо одержання в поверхневому шарі композиційної структури, залежить від ступеню стабілізації фериту і ступеню концентраційного пересичення, що цей елемент викликає, т. є. від його термодинамічних властивостей.
9. З збільшенням концентрації хрому в навуглецьованих сплавах Fe-Ti-Cr зменшується швидкість їхнього знеміцнення при відпуску і в сплаві, що містить 9.75% Cr, спостерігається пик вторинної твердості при 550С.
10. В сплаві Fe-Ti-9,75%Cr при відпуску в інтервалі температур 550-650С в місці пересичення вуглецем спостерігається євтектоїдний розпад залишкового аустеніту. Карбідної фазою в евтектоїді може бути цементит, карбід М7С3 і неідентифікований карбід, можливо ізоморфний М7С3, але що відрізняється від нього параметрами кристалічної гратки.
11. А-К колонії відрізняються високою термічною стабільністю в аустенітному стані і швидко сфероїдизуються після гарту і відпуску при 650С. Прискорюючими сфероїдизацію факторами є полігонізация і рекристалізація матриці, порушення когерентності міжфазних меж при рекристалізації, взаємодія з частками цементиту.
12. З дослідного сплаву 9 (табл. 1) була виготовлена партія ріжучих вставок для збірних деревообробних фрез. Результати стендових іспитів показали підвищення стійкості 1,5-2 рази у порівнянні з серійними вставками з стали Х6ВФ.
СПИСОК ОПУБЛІКОВАНИХ ПРАЦЬ
1. Мовчан В.И., Долженков И.Е., Мовчан А.В. Структура науглероженных Fe-Ti и Fe-Ti-Cr сплавов // МиТОМ. – 1995. – №5. – С. 4-7.
2. Мовчан В.И., Мовчан А.В., Дворядкин Ю.С. Структура и свойства науглероженных сплавов Fe-Ti и Fe-Ti-Cr // Проблемы металлургического производства. – Вып.110. – К.: Технiка. – 1993. – С. 90-93.
3. Мовчан В.И., Долженков И.Е., Мовчан А.В. Влияние кремния на форму фронта +TiC кооперативного превращения при науглероживании сплавов Fe-Ti-Si // Проблемы металлургического производства. – Вып.110. – К.: Технiка. – 1993. – С. 42-44.
4. Долженков И.Е., Мовчан А.В. Структурные превращения при изотермическом науглероживании сплавов Fe-Ti-Cr // Структура и методы исследования легированных сталей (тезисы докладов конференции, 17-21 февраля 1991 года, г. Киев). – К.: РДЭНТП общества “Знание” Украины, ИПЛ НАНУ, Киевское городское правление Всесоюзного научно-технического общества машиностроителей. – 1991. – С. 11-12.
5. Долженков И.Е., Мовчан А.В., Дворядкин Ю.С. Сфероидизация карбидных волокон в науглероженном слое сплава Fe-Ti при высоком отпуске // Сборник трудов международного семинара “Проблемы современного материаловедения” (18-21 апреля 1995 года). – Днепропетровск. – Изд-во ПГАСиА. – 1995. – С. 42-46.
6. Долженков И.Е., Мовчан А.В., Дворядкин Ю.С. Кристаллографические особенности строения аустенито-карбидных колоний в науглероженном слое сплава Fe-1,7%Ti // Разработка, производство и применение инструментальных сталей и сплавов (тезисы докладов восьмого семинара с международным участием, 27-30 октября 1998 г., г. Киев). – К.: ИПМ им. Францевича. – 1998. -С. 63.

Мовчан О.В. Фазові та структурні переходи при навуглецюванні сплавів заліза з хромом та титаном. – Рукопис.
Дисертація на здобуття наукового ступеня кандидата технічних наук за спеціальністю 05.16.01 – металознавство та термічна обробка металів. – Державна металургійна академія України, Дніпропетровськ, 1999.
В дисертації показано, що при означених концентраційно-температурних параметрах цементації сплавів Fe-(1,04-1,70%Ti) можливо формування в поверхневому шарі структури природного композиту. Композит являє собою мартенситну матрицю, армовану волокнами карбіду титану. Досліджені структурні особливості композиту, запропонований механізм його росту. Вивчений вплив додаткового легування сплавів Fe-Ti хромом, кремнієм та молібденом на структуроутворення при навуглецюванні. Визначені твердість та теплостійкість навуглецьованих шарів дослідних сплавів Fe-Ti та Fe-Ti-Cr. Досліджена термічна стабільність композиційної структури. На підставі одержаних результатів розроблені технологічні процеси цементації та кінцевої термічної обробки напівтеплостійкого та нетеплостійкого інструменту.
Ключові слова: цементація, композит, структура, механізм росту, легування, теплостійкість, термічна стабільність.

Мовчан А.В. Фазовые и структурные переходы при науглероживании сплавов железа с хромом и титаном. – Рукопись.
Диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук по специальности 05.16.01 – металловедение и термическая обработка металлов. – Государственная металлургическая академия Украины, Днепропетровск, 1999.
В диссертации показано, что при определенных концентрационно-температурных параметрах цементации сплавов Fe-(1,04-1,70%Ti) возможно формирование в поверхностном слое структуры естественного композита. Композит представляет собой мартенситную матрицу, армированную волокнами карбида титана. Исследованы структурные особенности композита, предложен механизм его роста. Изучено влияние дополнительного легирования сплавов Fe-Ti хромом, кремнием, молибденом на структурообразование при науглероживании. Определены твердость и теплостойкость науглероженных слоев опытных сплавов Fe-Ti и Fe-Ti-Cr. Исследована термическая стабильность композиционной структуры. На основании полученных результатов разработаны технологические процессы цементации и окончательной термической обработки полутеплостойкого и нетеплостойкого инструмента.
Ключевые слова: цементация, композит, структура, механизм роста, легирование, теплостойкость, термическая стабильность.

Movchan A.V. Phase and structural transitions by carburization of alloys of iron with chromium and titanium.
Thesis for a candidate degree by specialty 05.16.01 – physical metallurgy and heat treatment of metals. – State metallurgical academy of Ukraine, Dniepropetrovsk, 1999.
In the dissertation it has been shown that by definite concentration-temperature parameters of carburization possible formation of the in situ composite structure in surface layers of Fe-(1.04-1.70%Ti) alloys. The composite is a martensite matrix, reinforced by titanium carbide’s rods. A stricture of composite has been investigated, a mechanism of it growth has been proposed. An influence of additional alloying Fe-Ti alloys by chromium, silicon, molybdenum on structure’s formation by carburization has been studied. A hardness and heat-resistance of carburizated layers of Fe-Ti and Fe-Ti-Cr experimental alloys has been determinated. A thermal stability of composite structure has been investigated. Technological processes of carburization and final heat treatment of semiheat-resistant and not heat-resistant tools has been developed on the base of obtained results.
Key words: carburization, composite, structure, mechanism of growth, alloying, heat resistans, thermal stability.

Нашли опечатку? Выделите и нажмите CTRL+Enter

Похожие документы
Обсуждение

Оставить комментарий

avatar
  Подписаться  
Уведомление о
Заказать реферат!
UkrReferat.com. Всі права захищені. 2000-2020