Süsiniku difusioonitee. Sulamite difusioonküllastus süsiniku ja lämmastikuga. Terase kuumtöötlemise peamised tüübid
Terase difusioonküllastumine süsiniku, lämmastiku ja koos nende elementidega on tööstuses laialdaselt kasutatav keemilis-termiline töötlemisprotsess.
Terase tsementeerimine. Tsementeerimist (karburiseerimist) nimetatakse CTO-ks, mis seisneb terase pinnakihi difusiooniküllastumises süsinikuga, kui seda kuumutatakse sobivas keskkonnas - karburaatoris. Reeglina viiakse karburiseerimine läbi temperatuuridel, mis on kõrgemad kui Ac 3 (930–950 °C), kui austeniit on stabiilne, lahustades süsinikku suurtes kogustes.
Karburiseerimiseks kasutatakse madala süsinikusisaldusega (0,1-0,18% C), sageli legeeritud teraseid (15Kh, 18KhGT, 20KhNM, 15KhGN2TA jne). Osad võetakse karburiseerimiseks pärast mehaanilist töötlemist lihvimisvaruga (50-100 mikronit). Paljudel juhtudel karboniseeritakse ainult osa osast: siis
Tugevdamisele mittekuuluvad kohad on kaitstud õhukese madala poorsusega vasekihiga (0,02-0,05 mm), mis kantakse peale elektrolüütiliselt või isoleeritakse spetsiaalsete katetega.
Tsementeeritud kihil on a
muutuv süsiniku kontsentratsioon
paksus väheneb pinnast kuni
detaili südamik (joon. 5.9, A). Tõttu
seda tsementeeritud kihi struktuuris
saab eristada (pinnast kuni
tuum) kolm tsooni (joon. 5.9, b): zaev-
tektoid, mis koosneb perliidist ja
sekundaarne tsementiidi moodustumine
võrk üle endise austeniiditera; ev-
tektoid, mis koosneb plaadist
Riis. 5.9. goperliidi kontsentratsiooni muutmine; hüpoeutektoid - alates per-
süsinik piki tsementeeritud valu ja ferriidi sügavust. Ferriidi kogus sees
kiht (A) ja mikrostruktuuri muster väljaspool seda tsooni suureneb pidevalt,
kuumalt karbureeritud kiht (b): kõrge kontsentratsioon ugpvro.
1 - hüpereutektoid; 2 - eutektoid; ,* g ■/ g
h - hüpoeutectoid Zooi D a (üle 1,2-1,3%) pinnal
kiht, tekib jäme tsementiidivõrk või eraldub nõelte kujul tsementiit, mis mõjutab negatiivselt difusioonikihi tugevust.
Peamised tsementeerimise tüübid on tahked ja gaasilised. Gaastsementeerimine on arenenum tehnoloogiline protsess kui tahke karburiseerimine. Sellel on tahkes karburaatoris karburiseerimisega võrreldes mitmeid eeliseid. Gaastsementimise korral on võimalik saada kihis etteantud süsiniku kontsentratsioon; protsessi kestus väheneb; tagatakse protsessi täieliku mehhaniseerimise ja automatiseerimise võimalus; Osade järgnev kuumtöötlemine on oluliselt lihtsustatud, kuna kõvenemist saab läbi viia otse karbureerimisahjust.
Kvaliteetseim tsementeeritud kiht saadakse maagaasi kasutamisel karburisaatorina, mis koosneb peaaegu täielikult metaani (ME) ja propaani-butaani segudest ning vedelatest süsivesinikest. Peamine reaktsioon, mis tagab karburiseerimise gaasikarburiseerimise ajal, on 2CO - "C0 2 + C"; С -» yFe(C) (protsess viiakse läbi kell
910-930 °C 6-12 tundi).
Tsementeeritud tooted omandavad oma lõplikud omadused pärast tsementeerimist kuumtöötlemise tulemusena. See töötlemine on vajalik südamiku ja tsementeeritud kihi struktuuri parandamiseks ja teralisuse täpsustamiseks, mis paratamatult suureneb pikaajalisel kokkupuutel kõrgel karburiseerimistemperatuuril, et saavutada tsementeeritud kihi kõrge kõvadus ja südamiku head mehaanilised omadused.
Enamasti, eriti pärilikult peeneteraliste teraste töötlemisel, kasutatakse karastamist Aci punktist (südamikust) kõrgemal temperatuuril 820-850 °C. See tagab tera viimistlemise ja tsementeeritud kihi täieliku kõvenemise ning südamiku tera osalise ümberkristallimise ja rafineerimise.
Gaaskarburiseerimisel kasutatakse kõvastamist sageli ilma uuesti kuumutamata, vaid otse karbureerimisahjust pärast toodete jahutamist temperatuurini 840-860 °C. See töötlemine ei korrigeeri tsementeeritud kihi ja südamiku struktuuri, seetõttu kasutatakse seda ainult pärilikult peeneteralisest terasest valmistatud toodete puhul.
Pärast karburiseerimist koosneb kuumtöötlus mõnikord kahekordsest karastamisest ja karastamisest. Südamiku struktuuri korrigeerimiseks on ette nähtud esimene karastamine (või normaliseerimine) kuumutamisega temperatuurini 880-900 °C (üle südamiku punkti Ac 3). Teine kõvenemine viiakse läbi kuumutamisel temperatuurini 760-780 °C, et välistada tsementeeritud kihi ülekuumenemine ja anda sellele kõrge kõvadus. Sellise kuumtöötluse puuduseks on tehnoloogilise protsessi keerukus, oksüdatsiooni ja dekarboniseerimise võimalus.
Tsementeeritud toodete kuumtöötlemise lõppoperatsioon on madalkarastamine 160-180 °C juures, mis muudab pinnakihis kivistunud martensiidi karastatud martensiidiks, leevendades pingeid ja parandades mehaanilisi omadusi.
Kuumtöötlemise tulemusena peaks tsementeeritud kiht olema peennõela martensiidi struktuuriga ning eraldatud alad säilinud austeniidist (15-20%) või martensiidist, säilinud austeniidist ja vähesel määral karbiidide ülejäägist kerakujulistena.
Tsementeeritud kihi pinnal on kõvadus vahemikus HRC ~ 58-62 ja südamikus HRC ~ 30-45. Tsementeerimisel ei juhita sageli mitte kogu, vaid kihi efektiivset paksust. Efektiivne paksus vastab kihi tsoonile küllastuspinnast kuni tsooni piirini kõvadusega HRC ~ 50 või HV ~ 550. Efektiivse kihi paksus on 0,4-1,8 mm.
Terase nitreerimine. Nitridimist nimetatakse keemiliseks töötlemiseks, mis seisneb terase pinnakihi difusiooniküllastamises lämmastikuga, kui seda kuumutatakse sobivas keskkonnas. Nitridimist kasutatakse sisepõlemismootorite silindrite vooderdistele, turbiinide liitmikele ja paljudele muudele osadele, mis võivad agressiivses keskkonnas kõrgel temperatuuril kuluda. Nitreeritud teraskihi kõvadus on kõrgem kui tsementeeritud kihi kõvadus ja see säilib kõrgel temperatuuril (450-500 °C) kuumutamisel, samas kui martensiitse struktuuriga tsementeeritud kihi kõvadus säilib ainult kuni 200-225 °C.
Nitridimine toimub sageli temperatuuril 500-600 °C (madaltemperatuuriline nitridimine). Ferriit- ja austeniitsed terased ning tulekindlad metallid (Ti, Mo jne) allutatakse kõrgtemperatuursele nitriidile (600-1200 °C). Kõige tavalisem on gaasinitriidimine. Tavaliselt viiakse see läbi hermeetilistes kambrites (retortides), kuhu juhitakse teatud kiirusega ammoniaaki,
dissotsieerumine reaktsiooniga NH 3 ■ "*" N + / 2 H 2. Hapruse vähendamiseks ja ammoniaagi säästmiseks on soovitatav nitridida lämmastikuga lahjendatud ammoniaagis. Vabanenud aatomlämmastik adsorbeerub metalli pinnale ja difundeerub selle kristallidesse võre, moodustades raua ja lämmastikuga sulamites järgmised faasid: o-faas - lämmastiku tahke lahus a-rauas - lämmastik austeniit, mis tekib eutektoidist kõrgemal temperatuuril. 591 ° C y"-faas - tahke lahus, mis põhineb raudnitriidil Fe. 4 N (5,7-6,1% N); B-faas - tahke lahus, mis põhineb Fe2-3N nitriidil (8,0-11,2% N).
Järelikult koosneb nitridimisel eutektoidist madalamal temperatuuril difusioonikiht kolmest kihist: e + y" + os. Kõvaduse kandjaks on alumine os-kiht (dispergeeritud nitriidide eraldumise tõttu); y "-kiht on väga õhuke, sageli pole isegi tuvastatav, kuid s-kiht on nõrk ja rabe.
Nitridimisel eutektoidist kõrgemal temperatuuril, näiteks 650 °C, koosneb kiht sellel temperatuuril järgmistest faasidest: e + y" + y + OS . Aeglase jahutamise korral laguneb lämmastik sisaldav y-austeniit eutekoidiks:
Y -> oh. + y" ja kiirel jahutamisel toimub martensiitsene muundumine. Sel juhul vastab martensiitne alamkiht maksimaalsele kõvadusele.
Legeerteraste nitridimisel tekivad legeeritud e- ja y-faasid. Legeerivad elemendid W, Mo, Cr, Ti, V, olles ferriidis lahustunud, suurendavad lämmastiku lahustuvust a-faasis ja moodustavad spetsiaalseid nitriide MN, M 2 N (VN, TiN, Cr 2 N jne). Need nitriidid, mis on peeneks hajutatud olekus, aitavad suurendada nitriidikihi kõvadust.
Viimastel aastatel on kasutatud süsinikku sisaldavate gaaside lisamisega nitridimist, mis viiakse läbi temperatuuril 570 ° C 1,5-3,0 tundi atmosfääris, mis sisaldab 50% (maht) endogaasi ja 50% (maht) ammoniaaki. Selle töötluse tulemusena moodustub karbonitriid (Fe,M) 2 _ 3 (N,C) tsoon paksusega 7-25 mikronit, millel on väiksem rabedus ja suurem kulumiskindlus kui puhtalt lämmastik sisaldaval e-faasil ( Fe,M) 2 _ 3 N. Karbonitriidkihi kõvadus legeerterastel HV 600-1100. Kogu kihi paksus on 0,15-0,5 mm.
Ioonne nitridimine ja karburiseerimine. Protsesside aktiveerimiseks gaasilises keskkonnas ja küllastunud pinnal kasutatakse ioonnitriidi. Sellega saavutatakse kogu protsessiaja märkimisväärne vähenemine (2-3 korda) ja nitriidikihi kvaliteedi tõus. Ioonnitridimine viiakse läbi terasmahutis, mis toimib anoodina. Katoodiks on nitreeritud osad. Lämmastikku sisaldav gaasiline keskkond juhitakse läbi mahuti madala rõhuga. Esiteks puhastatakse nitriditav pind katoodiga pihustamisega haruldases lämmastikku sisaldavas gaasis või vesinikus. Umbes 1000 V pingel ja rõhul 13,33-26,33 Pa pommitavad ja puhastavad katoodi (osade) pinda gaasiioonid. Pind kuumutatakse temperatuurini mitte üle 200 °C. Seejärel seadistatakse töörežiim: pinge 300-800 V, rõhk 133,3-1333 Pa, erivõimsus 0,7-1 W/cm 2. Detaili pind kuumeneb positiivsete gaasiioonidega pommitamise tulemusena vajaliku temperatuurini (450-500 °C). Lämmastiku ioonid neelduvad katoodi (osa) pinnale ja hajuvad seejärel sügavamale. Paralleelselt sellega toimub pinna katoodpihustusprotsess, mis võimaldab teostada raskesti nitriidsete sulamite nitridimist, mis on spontaanselt kaetud kaitsva oksiidkilega, mis takistab lämmastiku läbitungimist tavapärase nitridimise ajal. .
Koos ioonnitriidiga kasutatakse ioontsementimist. Ioonkarburiseerimine nõuab kõrget pinnasoojendustemperatuuri (900-1050 °C), mis saavutatakse kas erivõimsuse suurendamise või karburiseeritud osade välise täiendava kuumutamise abil.
Ioonide tsementeerimisel ja ioonide nitreerimisel täheldatakse difusiooniprotsesside kiirenemist, eriti algstaadiumis, ja ruumala väheneb.
lühike küllastusaeg võrreldes traditsiooniliste karburiseerimise ja nitriidi meetoditega.
Terase pinna samaaegne küllastumine lämmastiku ja süsinikuga. Arvukad uuringud on näidanud, et mõnel juhul on terase ühine difusioonküllastumine lämmastiku ja süsinikuga teatud eelised. Seega soodustab lämmastik süsiniku difusiooni, mistõttu saab difusiooni küllastustemperatuuri alandada 850 °C-ni. Seda protsessi nimetatakse nitrokarburiseerimiseks, kuna lähteaine on tsementeeriva gaasi ja ammoniaagi segu. Protsessi kestus on 4-10 tundi Nitrokarburiseerimise põhieesmärk on suurendada terastoodete kõvadust ja kulumiskindlust.
Karburiseerimisega võrreldes on nitrokarburiseerimisel mitmeid olulisi eeliseid. Austeniidi legeerimisel lämmastikuga langeb α5=^y-transformatsiooni temperatuur, mis võimaldab küllastusprotsessi läbi viia madalamatel temperatuuridel. Samal ajal suureneb lämmastiku juuresolekul järsult süsiniku difusiooniliikuvus austeniidis. Nitrokarburiseeritud ja tsementeeritud kihtide kasvukiirus on peaaegu sama, kuigi nitrokarburisatsiooni temperatuur on peaaegu 100 °C madalam. Küllastustemperatuuri alandamine ilma protsessi kestust suurendamata võimaldab vähendada töödeldud osade deformatsiooni ja vähendada ahju seadmete kuumutamist. Gaasi karburiseerimiseks ja nitrokarburiseerimiseks kasutatakse peaaegu samu seadmeid.
Legeerteraste nitrokarburiseerimiseks kasutatakse kontrollitud endotermilist atmosfääri, millele lisatakse 1,5-5,5% (maht) maagaasi ja 1,0-3,5% (maht) ammoniaaki. Nitrokarburiseerimisele järgneb karastamine otse ahjust, harvem pärast kuumutamist. Pärast kõvenemist toimub karastamine temperatuuril 160-180 °C.
Optimaalsete küllastustingimuste korral koosneb nitrokarburiseeritud kihi struktuur peenelt nõelalaadsest martensiidist, vähesel määral peenest ühtlaselt jaotunud karbonitriidist ja 25-30% säilinud austeniidist.
Kihi kõvadus pärast karastamist ja madalkarastamist on HRC ~ 58-60, HV -570-690. Nitrokarbureeritud kihi paksus on 0,2-0,8 mm. Nitrokarburiseerimist rakendatakse tavaliselt keeruka kujuga osadele, näiteks hammasratastele.
Terase samaaegne küllastumine süsiniku ja lämmastikuga toimub ka naatriumtsüaniidi sisaldavate sulasoolade tsüaniidimisel temperatuuril 820-860 °C. Kuid sulasoolade toksilisus on tõsine puudus, mis takistab selle protsessi rakendamist.
Probleemi lahendust võib lugeda väljatöötatuks Moskva nimelises kõrgemas tehnikakoolis. N. E. Baumani karboniseerimisprotsess (autorid D. A. Prokoshkin, A. V. Supov jne). Aktiivse sulandi saamiseks kasutatakse kaaliumtsüanaati. Kuumutamistemperatuuril ja sulamisel atmosfääritingimustel toimub oksüdatsioon.
kaaliumtsüanaadi redutseerimine vastavalt reaktsioonile 2KNCO + 0 2 = K 2 CO e + CO + H 2. Temperatuuridel alla 600 °C vingugaas laguneb vastavalt reaktsioonile 2CO = C0 2 + C at. Karboniseerimisprotsessi intensiivistamiseks kasutatakse õhupuhumist. Kokkupuute kestus sulatis kuumutamistemperatuuril ulatub mõnest minutist mitme tunnini. Karbonitreerimise tulemusena (sulamistemperatuur 530-570 °C, hoidmisaeg 5-30 minutit) suureneb terasest kiirtööriistade vastupidavus 1,5-4 korda.
Nagu ilmneb katseandmete (joonis 3) ja võrrandi (I, 1) arvessevõtmisest, on hajutava elemendi madalate kontsentratsioonide korral D peaaegu konstantne väärtus, mis on võrdne väärtusega D kuni o ("null" kontsentratsiooni korral) . Seega põhjustab süsiniku kontsentratsiooni muutus 0-lt 3%-le (aatomiline) D suurenemise 12-10-7-lt 14,3-10-7 cm 2 /sek-ni, mis jääb katse täpsuse piiridesse.
Difusiooniteguri sõltuvust temperatuurist väljendab võrrand
kus I on absoluutne temperatuur ja R on gaasikonstant.
On ilmne, et D väärtuse antud temperatuuril määravad kaks konstandit: D 0 ja Q ning nendele suurustele pööratakse erilist tähelepanu. Suurust Q nimetatakse difusiooni soojus- või aktivatsioonienergiaks. Difusioonisoojus on otseselt seotud kristallvõre energiaga: seda suurem on selle väärtus, mida suurem on difundeeruva aatomi seostumisenergia keskkonna kristallvõrega. Teoreetiliste ja eksperimentaalsete uuringute kohaselt on puhaste metallide isedifusiooni korral aktivatsioonienergia umbes 0,7 (näokeskse puhul) ja 0,9 (kehakeskse puhul) kristallvõre sidumisenergiast.
Võrrandikonstandil D0 (nn preeksponentsiaalne tegur) ei ole nii ilmset füüsikalist tähendust ja see varieerub väga laias vahemikus. Mõnedel andmetel on see teatud sõltuvuses difusioonisoojusest. Kuid näiteks raua erinevate modifikatsioonide puhul, millel on peaaegu identsed isedifusioonienergia väärtused, on Fe a D 0 väärtus 2,3 10 3, Fe y -5,8 cm 2 /sek,
suurenenud punkt- ja muude puuduste sisaldus kristallstruktuuris piirkihtides, mis peaks kaasa tooma kergema difusiooni liikumise.
Legeerelementide difusioon
Faasimuutuste protsessid on seotud legeerivate elementide liikumisega ferriidis ja austeniidis. Seetõttu on legeerivate elementide mõju põhjuste mõistmiseks vaja uurida difusiooniprotsessi kvantitatiivseid omadusi. Praegu on selles valdkonnas vähe andmeid, kui jätta välja difusiooniküllastuse (keemilis-termilise töötlemise) ajal mitterangetes tingimustes saadud väärtused. Uuringu ebatäpsuse määrab antud juhul arvutamisel arvesse võtmata muutuja sisseviimine: difusiooniprotsessi käigus difundeeriva elemendi kontsentratsiooni muutused pinnakihis. Allpool esitatud andmed saadi katsetingimuste täielikul vastavusel kujundusvõrrandi tuletamise tingimustele.
Üksikasjalikult on uuritud molübdeeni difusiooni ferriidis ja austeniidis. Tähistame difusioonikoefitsienti ferriidis D f ja austeniidis D A .
Nagu raua isedifusiooni korral, ületab ferriidi difusioonikoefitsient austeniidi difusioonikoefitsienti peamiselt preeksponentsiaalse teguri D 0 tõttu. Seega on 1260° juures D f 80 korda suurem kui D A ja 925° juures 90 korda suurem. Süsiniku viimine austeniiti koguses 0,4% ei muuda difusioonisoojust Q (59 000 cal/g-). aatom), kuid suurendab D 0 väärtust 0,068-lt 0,091-le, kiirendades molübdeeni difusiooni austeniidis.
Uuriti kroomi difusiooni.
Nagu molübdeeni puhul, ületab kroomi difusioonikoefitsient ferriidis difusioonikoefitsienti austeniidis. Koobalti ja volframi difusiooni sõltuvus temperatuurist.
Nende elementide difusioonikoefitsientide temperatuurisõltuvus on näidatud joonisel fig. üksteist.
0,8% C lisamine austeniiti viib kroomi difusioonisoojuse vähenemiseni 97 000-lt 75 000 cal/g-aatomile; koobalti puhul 104 000 kuni 80 000 cal/g-aatomi kohta: volframi puhul 90 000 kuni 75 000 cal/g-aatomi kohta. Need andmed võivad viidata austeniidi sidumisjõudude nõrgenemisele süsiniku sisestamisel.
D 0 ja Q väärtuste olulise erinevusega on kroomi, koobalti ja volframi difusioonikonstantide absoluutväärtused austeniidis väga lähedased. Ferriidi difusiooniga vahemikus 700–800 ° täheldatakse olulist erinevust: koobalti D on 10–20 korda kõrgem kui kroomi difusioonikoefitsient. Volfram on vahepealsel positsioonil.
Uuriti nikli ja mangaani difusiooni austeniidis
0,6% C lisamine vähendab nikli difusioonisoojust austeniidis 65 500 cal/g-aatomi kohta ja 0,35% C lisamine vähendab
2 M. E. Blanter
mangaani difusioonisoojus kuni 61 000 cal/g-aatomi kohta. Sel juhul suureneb D0 ning süsiniku mõjul austeniidis sisalduva nikli ja mangaani difusioonikoefitsient suureneb mitu korda.
Uuriti räni difusioonikoefitsiendi temperatuurisõltuvust Fe a-s.
Kolmandate elementide kasutuselevõtt muudab difusioonikonstantide väärtust. Eespool näidati, et süsiniku sisseviimine vähendab oluliselt Fe isedifusiooni kuumust ning kroomi, koobalti ja volframi difusiooni austeniidis. Süsiniku kasutuselevõtt suurendab ka molübdeeni, nikli ja mangaani difusioonikoefitsiendi väärtust. Nagu on näidatud rauas kroomi difusiooni uuringus, muudab kolmanda komponendi lisamine koguses 1% (aatom) oluliselt difusioonisoojuse väärtust.
Sellist kolmandate elementide sisseviimise mõju võib seostada aatomitevaheliste sidejõudude nõrgenemisega, mis võib viia difusiooniprotsessi aktiveerimissoojuse vähenemiseni ja täiendavate punktide ebatäiuslikkuse tekkeni (vt allpool), mis põhjustab lisaks preeksponentsiaalse teguri väärtuse suurenemisele.
Süsiniku difusioon
See protsess mängib suurt rolli karboniseerimisel ja enamikes terase muundumistes. Seetõttu on süsinikdifusiooniprotsessi uuritud paljudes uuringutes. Enamiku varem läbiviidud uuringute, eelkõige pinna küllastumist süsinikuga, põhiline viga on lahknevus arvutatud võrrandite integreerimise tingimuste ja difusiooniprotsesside toimumise tegelike tingimuste vahel. Nendel juhtudel osutub võib-olla ainult difusioonisoojus Q tegelikule lähedaseks.
Süsiniku difusioon teraseks. Süsiniku rauaks difusiooni kvantitatiivsete omaduste kohta on kogutud arvukalt andmeid. Süsiniku difusioonikoefitsient a-rauas on rohkem kui suurusjärgu võrra kõrgem kui g-rauas, millel on palju tihedamalt pakitud võre. Süsiniku difusioon ferriidis võimaldab selliste madala temperatuuriga protsesside toimumist nagu lõõmutatud terase karbiidide koaguleerumine ja sferoidiseerumine, karbiidi moodustumine karastatud terase karastamisel, grafitiseerumine jne. Kuid karburiseerumine a-raua olemasolu temperatuuridel ei teostata süsiniku ebaolulise lahustuvuse tõttu selles faasis. Tsementeerimine toimub temperatuuril 920-950 oC ja kõrgemal, mille juures teras on austeniitses olekus. Süsiniku difusioonikoefitsiendi kontsentratsioonist sõltuvust austeniidis väljendatakse võrrandiga: Dc=(0,07 + 0,06C%)e -32000/RT Või muude andmete järgi: Dc=(0,04 + 0,08C%)e -31350/RT . Antud sõltuvustest järeldub, et süsiniku difusioonikoefitsient austeniidis suureneb koos süsinikusisalduse suurenemisega terases. Ilmselgelt on see tingitud austeniidi kristallvõre moonutuste ja süsiniku termodünaamilise aktiivsuse suurenemisest. Legeerelementidel on märkimisväärne mõju süsiniku difusioonile austeniidis, mis on seotud kristallvõre moonutamise, aatomitevahelise sideme energia muutustega tahkes lahuses ja süsiniku termodünaamilise aktiivsusega. Legeerivate elementide mõju uurimise tulemused süsiniku difusioonikoefitsiendile austeniidis temperatuuril 1100°C on toodud joonisel 1. Teistel temperatuuridel muutub mõnede elementide mõju süsiniku difusioonitegurile austeniidis. karbiidi moodustavad elemendid tavaliselt aeglustavad ja mittekarbiidi moodustavad elemendid kiirendavad süsiniku difusiooni. Siiski tuleb märkida, et see üldistus nõuab olulist selgitust. Näiteks suurendab räni süsiniku difusioonikoefitsienti austeniidis madalatel temperatuuridel (alla 950 ° C), mis on kooskõlas räni ideega mittekarbiidi moodustava elemendina, mis moonutab austeniidi kristallvõre. selle tulemusena kiirendab difusiooni. Süsiniku rauaks difusiooni kvantitatiivsete omaduste kohta on kogutud arvukalt andmeid. Süsiniku difusioonikoefitsient a-rauas on rohkem kui suurusjärgu võrra kõrgem kui g-rauas, millel on palju tihedamalt pakitud võre. Süsiniku difusioon ferriidis võimaldab selliseid madala temperatuuriga protsesse nagu lõõmutatud terase karbiidide koagulatsioon ja sferoidiseerimine, karbiidi moodustumine karastatud terase karastamisel, grafitiseerimine jne. e. Siiski ei toimu tsementeerumist a-raua olemasolu temperatuuridel, kuna süsinik on selles faasis lahustuv. Tsementeerimine toimub temperatuuril 920-950 oC ja kõrgemal, mille juures teras on austeniitses olekus. Süsiniku difusioonikoefitsiendi kontsentratsioonist sõltuvust austeniidis väljendatakse võrrandiga: Dc=(0,07 + 0,06C%)e -32000/RT Või muude andmete järgi: Dc=(0,04 + 0,08C%)e -31350/RT .
Slaid 4 esitlusest “Keemiline-termiline töötlemine”Mõõdud: 720 x 540 pikslit, formaat: .jpg. Klassis kasutamiseks tasuta slaidi allalaadimiseks paremklõpsake pildil ja klõpsake nuppu "Salvesta pilt nimega...". Kogu esitluse “Chemical-thermal treatment.ppt” saate alla laadida 473 KB suuruses ZIP-arhiivis.
Kuumutamisel tahke lähedase temperatuurini laguneb valgemalmi tsementiit algkomponentideks: rauaks ja süsinikuks.
Fe3C → Fe + C.
Lõõmutamise režiim võib olla erinev. Temperatuuril 1000 ºC eksponeerimisel eutektiline tsementiit laguneb ja saadakse perliitne tempermalm (joon. 73, režiim A). Kui lõõmutamine toimub kahes etapis, hoides seda esmalt veidi alla 1147 ºC ja seejärel veidi alla perliidi muundumistemperatuuri, siis esimeses etapis laguneb eutektiline tsementiit ja teises - perliidis sisalduv tsementiit (joonis 1). 73, režiim b). Selle režiimiga saadakse ferriitne tempermalm, mis on kõige pehmem ja plastilisem (vt joonis 74, A). Tempermalmi lõõmutamine on pikk protseduur, see võtab aega kuni 70-80 tundi. Seetõttu on tempermalm kõige kallim.
Riis. 74. Ferriitne (A) ja perliit (b) tempermalm
Tempermalmi märgistus vastavalt standardile GOST 1215-92 hõlmab mitte ainult tugevuse, vaid ka elastsuse omadusi. Näiteks KCh45-7 tähendab kõrgtugevat malmi, mille tõmbetugevus on 450 MPa (45 kg/mm2) ja pikenemine 7%. Kuid vaatamata materjali suurenenud elastsusele on nimetus "malmistuv" tingimuslik, seda ei saa sepistada.
Tempermalmi kasutatakse väikeste detailide jaoks, mis töötavad vibratsiooni ja löökidega: konksud, kronsteinid, karterid, rummud jne.
12. loeng
Terase kuumtöötlus
Kuumtöötlus – kütte- ja jahutustoimingute komplekt sulami struktuuri ja omaduste muutmiseks soovitud suunas.
Eristama tugevdamine kuumtöötlus, mis suurendab kõvadust, tugevust ja kulumiskindlust ning pehmendamine töötlemine, mis suurendab plastilisi omadusi ja sitkust, kuid vähendab kõvadust ja vastupidavust deformatsioonile ja purunemisele.
Mõlemat kuumtöötlemisvõimalust kasutatakse laialdaselt terasetoodete puhul.
Kõiki kuumtöötlustoiminguid saab graafiliselt kujutada kõvera kujul "temperatuur-aeg" koordinaatides, sealhulgas kütte-, hoidmis- ja jahutussektsioonid. Peamised parameetrid, mis määravad kuumtöötluse tulemuse, on järgmised: küttetemperatuur t n, hoidmise aeg tв ja jahutuskiirus v lahe (joonis 75).
Terase kuumtöötlus põhineb faasimuutustel, mis tekivad, kui seda kuumutatakse üle kriitilise temperatuuri ja jahutatakse erineva kiirusega.
Teisendused terase kuumutamisel
Kuumutamise ajal hakati tähistama transformatsioonitemperatuure ehk kriitilisi punkte (joonis 76):
· 
ferriidi austeniidiks muutumise algus (Fea ® Feg) – Ac 1 (need punktid asuvad joonel PSK);
· ferriidi austeniidiks (Fea ® Feg) muutmise lõpuleviimine – Ac 3 (need punktid asuvad joonel G.S.);
· tsementiidi lahustumine austeniidis – Accm(punktid on joonel S.E.).
Punktid A 2 viitavad pigem magnetilisele kui faasimuundusele, mida me siin ei käsitle.
Pange tähele, et punktid Ac 3 ja Accm– iga terase puhul erinev, punkt Ac 1 – üks kõigi süsinikteraste jaoks: 727 °C.
Kriitiliste punktide tähistamine tähega " A"tuleneb prantsuse sõnast" arreteerija» – „stopp“ (platvorm jahutuskõveral). Indeks" c"tähendab prantsuskeelse sõna esimest tähte" autojuht» – soojust; terase jahutamisel tähistatakse samu punkte indeksiga " r» (« refroidir» – lahe): Ar 3, Ar 1.
Vaatleme kuumutamisel toimuvaid muutusi eutektoidne teras(Joon. 76, kompositsioon 1-1).
Küte toatemperatuurilt liinile PSK ei too kaasa mingeid muutusi struktuuris, jääb perliitseks. Kui temperatuur on saavutatud Ac 1 = 727 °C algab perliidi muutumine austeniidiks. Ferriitpiirkondades, ferriidi ja tsementiidi piiril, tekivad uue faasi - austeniidi - tuumad (joon. 77, A). Raua kristallvõre on ümber paigutatud kehakesksest kuubikust näokeskseks: Fea ® Feg. Transformatsiooni stiimuliks on uue ja vana faasi vaba energia erinevus: kõrgendatud temperatuuridel on g-raua vaba energiavaru väiksem ja ta on tasakaalufaas. Muundus toimub difusioonimehhanismi kaudu, kuna kasvavale austeniidikristallile lisandub üha rohkem raua aatomeid. Tsementiit lahustub järk-järgult tekkivates austeniidi terades.
Eutektoidse terase jaoks Ac 3 = Ac 1 = 727 °C, st muundumine algab ja lõpeb samal temperatuuril. (Kuumutamisel saadud energia kulutatakse uue liidese moodustamiseks.)
Edasine küte alates Ac 3 kuni solidus ei too kaasa faasimuutusi, kuid temperatuuri tõustes kasvab austeniidi tera (joon. 77, b, V). See on seletatav asjaoluga, et jämedateralise struktuuri puhul on terapiiride pind väiksem ja seetõttu väiksem pinnaenergia, st jämedateraline struktuur on termodünaamiliselt stabiilsem. Ühtlasi ühtlustub difusiooni tõttu süsinikusisaldus tahkes lahuses (vahetult pärast transformatsiooni on endised ferriidi ja tsementiidi alad süsiniku kontsentratsiooni poolest väga erinevad).
Hüpoeutektoidterase kuumutamisel (joon. 76, koostis 2-2) toimuvad perliidipiirkondades temperatuuril samad transformatsioonid Ac 1 = 727 °C. Siis, kui temperatuur tõuseb kuni Ac 3, liigne ferriit muutub järk-järgult austeniidiks läbi tuumade moodustumise ja uue faasi terade kasvu. Edasise kuumutamisega kaasneb süsiniku kontsentratsiooni ühtlustumine difusiooni ja austeniiditerade kasvu tõttu.
Hüpereutektoidterase kuumutamisel (joon. 76, koostis 3-3) on üks erinevus: vahemikus alates Ac 1 kuni Accm Liigne tsementiit lahustub austeniidis.
Austeniidi tera ja terase omadused
Igas perliidikoloonias moodustuvad mitmed austeniiditerad, nii et kuumutamisel terad rafineeritakse. Kuid on oluline meeles pidada, et liiga kõrge temperatuurini kuumutamine põhjustab paratamatult selle kasvu. Sel juhul võib esineda kahte tüüpi defekte:
A) Üle kuumeneda– austeniidi tera jämedus üle detaili töötingimustega lubatud punkti. Ülekuumenenud terasel on vähenenud elastsus ja sitkus. Kuid seda defekti saab parandada normaalse temperatuurini soojendamisega.
b) Läbi põlema– terade piiride oksüdeerumine ja sulamine tahke aine lähedasel temperatuuril. Oksiidide ilmumine austeniidi terade piiridele on parandamatu defekt, millel on kivitaoline purunemine ja väga suur haprus. Ta saadetakse sulatamiseks.
Mitte kõik terased ei kasva kuumutamisel terad ühesuguse kiirusega. Räni ja mangaani poolt deoksüdeeritud terastes täheldatakse austeniidi terade väga kiiret kasvu looduslikult jämedateraline. Ja terased, samuti alumiiniumi poolt deoksüdeeritud, on looduslikult peeneteraline: kuni 1000–1100 °C, tera neis peaaegu ei kasva.
Terase suurus mõjutab kõiki terase mehaanilisi omadusi, kuid eriti tugevalt löögitugevust. KCU. Mida suurem on austeniidi tera enne kustutamist, seda suurem on karastamise ajal pragude tekkimise tõenäosus. Ja töötamisel on selline teras vähem töökindel kui peeneteraline teras.
Tera suurus on kuumtöötlemise kvaliteedi üks olulisemaid kontrollnäitajaid. Seda hinnatakse numbri või skaalapunkti järgi vastavalt GOST-ile, kasutades metallograafilist meetodit, võrreldes mikroskoobis nähtavat struktuuri standardskaalaga.
Austeniidi muundumine jahutamisel
Faasidiagrammid on koostatud tasakaalu, väga aeglase jahutamise jaoks. Kuid kuumtöötlemise praktikas on jahutuskiirus alati piiratud. Kui jahutuskiirus suureneb, suureneb austeniidi D ülejahutuse aste t, st austeniidi muundumine algab tasakaalutemperatuurist järjest madalamal temperatuuril. Siin täheldatakse sama mustrit, mis kristalliseerumisel.
Oleneb hüpotermia astmest mitte ainult voolukiirus, vaid ka Ülejahutatud austeniidi muundamise mehhanism ja seega ka selle toodete struktuur ja omadused.
Reeglina toimub jahutamine pidevalt, kuid õppige kineetikaümberkujundamine (protsessi kulg ajas) on mugavam isotermiline tingimustes (konstantsel temperatuuril). Seetõttu on igal terasel oma austeniidi isotermilise muundamise diagramm
temperatuuri-aja koordinaatides. Teda kutsutakse ka
C-kujuline diagramm(vastavalt kõverate kujule). Konstruktsioon viiakse läbi eksperimentaalselt, muutes mis tahes omadusi, tavaliselt magnetilisi. Eutektoidterase (0,8% C) C-kujuline diagramm on näidatud joonisel fig. 78.
Riis. 78. Austeniidi isotermilise muundamise skeem terasele 0,8% C
Kaks tähe "C" kujuga kõverat näitavad algust (kõver a- a) ja lõpp (kõver b- b) austeniidi muundumine teisteks struktuurideks. Reast vasakul a- a seal on ülejahutatud austeniidi piirkond. Nagu diagrammil näha, on austeniidi eluiga madalamatel temperatuuridel Ar 1 varieerub ja sõltub hüpotermia astmest. Austeniidi minimaalne stabiilsus ilmneb »550 °C juures: aeg enne transformatsiooni algust on vaid 1 sekund. 700 °C juures on see aeg 10 s ja 300 °C juures juba 60 s. Reast paremal b- b– teatud temperatuuridel tasakaalus olevate muundumissaaduste piirkond.
Ülejahutatud austeniidi difusiooni (perliidi) muundumine.
Temperatuurivahemikus 727–550 °C (joonis 78, piirkond I) kulgeb austeniidi lagunemise protsess difusiooni teel, mis on tingitud süsinikuaatomite ümberjaotumisest tahkes lahuses. Süsinikusisalduse loomulikud kõikumised iga austeniiditera mahus toimuvad kogu aeg, kuid üle temperatuuri A 1 nad ei too kaasa faasimuutusi. Kriitilise punkti all A 1 austeniit muutub termodünaamiliselt ebastabiilseks. Seega, niipea kui austeniiditerasse ilmub suurenenud süsiniku kontsentratsiooniga ala, tekib sellesse piirkonda kohe uue faasi kristall, tsementiit. Reeglina toimub see terade piiridel, kus tuuma moodustumist ja uue faasi kasvu soodustavad võre suurenenud defektid. Naaberpiirkondade süsinikuaatomid kinnituvad kasvavatele tsementiidikristallidele ja neis süsinikuvaese piirkondades toimub polümorfne transformatsioon
Feg ® Fea. Nii ilmuvad süsinikuvaba faasi – ferriidi – tuumad.
Kasvav ferriidikristall tõrjub süsinikuaatomeid, mis ei suuda selle võrega integreeruda, mistõttu selle kõrvale tekib süsinikuga rikastatud piirkond, kus tekib järjekordne tsementiidi kristall (vt. joon. 79). b).
Saadud ferriidi ja tsementiidi kristallid on lamellkujulised ja kasvavad üksteisega paralleelselt tera piirilt mõlemas suunas. Samal ajal tuumastuvad perliidikolooniad teistes austeniiditera piirkondades (joon. 79, V). Difusioonimuundumine jätkub, kuni algfaas, austeniit, kaob täielikult (joonis 79, G). Lühidalt võib selle protsessi kirjutada järgmiselt:
A0,8 ® F0,02 + C6,69 või A0,8 ® P0,8.
Riis. 79. Perliidikolooniate tuumastumine ja kasv austeniidis
Mida suurem on jahutuskiirus, seda suurem on austeniidi ülejahutuse aste ja seda rohkem ilmub ruumalaühiku kohta igas sekundis uute faaside kristalle (nagu kristalliseerumise ajal). Seetõttu, mida madalam on austeniidi ferriidi-tsementiidi seguks muutumise temperatuur, seda väiksemad on nende tasakaalufaaside plaadid. Nende väärtust hinnatakse külgnevate ferriit- ja tsementiitplaatide keskmise kogupaksusega D, mida nimetatakse plaatide vahekaugus(joonis 80).
Perliidi muundamise saadused tera suuruse järgi (või dispersioon struktuurid) jagunevad tavapäraselt perliidiks, sorbitool Ja Troostiit. Terase suurusest sõltuvad mehaanilised omadused: difusioonilagusaaduste jahvatamisel suureneb terase kõvadus ja tugevus, samal ajal väheneb plastilisus ja sitkus (tabel 2). Sorbitoolil on optimaalne plastilisuse ja viskoossuse kombinatsioon.
Pealkirjad sorbitool Ja Troostiit pärinevad neid struktuure uurinud teadlaste Sorby ja Troosti nimedest.
Kuna igas austeniiditeras tekib mitu perliidikolooniat, on ilmne, et perliidi muundumisel toimub ka terasetera rafineerimine.
tabel 2
Austeniidi difusioonimuutuse saadused
Struktuur
Temperatuur
haridus,°C
Interlaminaarne
kaugus, µm
kõvadus,HB
Troostiit
13. loeng
Ülejahutatud austeniidi difusioonivaba (martensiitne) muundumine.
Temperatuuri langedes väheneb süsiniku difusioonikoefitsient rauas. Suure jahutuskiirusega on võimalik austeniiti ülejahutada temperatuurini, kus difusiooni praktiliselt ei toimu. Eutektoidterase puhul on see ligikaudu 250 °C. Alla 250 °C, III piirkonnas, toimub ülejahutatud austeniidi muundumine difusioonivaba mehhanismi järgi (joonis 81).
Riis. 81. Austeniidi isotermilise muundamise skeem terasele 0,8% C
Seda piirkonda piiravad horisontaalsed jooned on näidatud diagrammil Mn ja Mk. Mn on difusioonivaba teisenduse algustemperatuur ja Mk on lõpptemperatuur.
Austeniidi ülejahutamiseks temperatuurini Mn on vaja saavutada väärtust ületav jahutuskiirus V kr. V kr on minimaalne kiirus, mille juures austeniit ei lagune difusiooni teel ferriidi-tsementiidi seguks. Geomeetriliselt on see lagunemise alguskõvera puutuja (joonega a- a).
Mn-ni ülejahutatud austeniit läbib polümorfse transformatsiooni Feg ® Fea, mis toimub ilma difusioonita, st sellega ei kaasne süsinikuaatomite ümberjaotumist. Transformatsioon areneb vastavalt lõikamine mehhanism: rauakristallvõre kõigi aatomite samaaegse nihkumise tõttu mööda teatud tasapindu, mis on aatomitevahelisest väiksemal kaugusel. Sel juhul muutub võre tüüp, kuid naaberaatomid jäävad naaberriikideks. Kogu g-raudvõres lahustunud süsinik jääb pärast muundumist a-raudvõres alles.
Difusiooni- ja mittedifusiooniteisenduste erinevust saab piltlikult ette kujutada järgmiselt. Kui komandör kamandab ridades seisvaid sõdureid: „Rahulikult! Hajuma! - siis läheb igaüks neist oma teed, olenemata teistest. Süsteem laguneb, läheduses seisvad naabrid satuvad üksteisest kaugele. See on difusiooniteisendus. Kui käsk oleks: “Kaks sammu edasi! Vasakule!" - siis kõik sõdurid astuvad ja pööravad korraga. Sel juhul nihkub kogu süsteem uude kohta, säilitades sama korra ja naabrid jäävad naabriteks. See on difusioonivaba teisendus.
Difusioonivaba teisenduse tulemusena rekonstrueeritakse austeniidi näokeskne kuupvõre kehakeskseks. Kuid kuna kogu terases olev süsinik jääb sellesse võresse (in 
sel juhul 0,8%), siis iga a-rau elementaarrakk moondub, venib ja muutub kuupmeetrist tetragonaalseks (joon. 82). Võre moonutuse mõõt on nn tetragonaalsus– ühiku lahtri kõrguse suhe c aluse poole a. Tetragonaalsus Koos/A suureneb süsiniku sisalduse suurenemisega tahkes lahuses.
Nii saadud struktuur on süsiniku üleküllastunud tahke lahus a-raua tetragonaalses võres ja seda nimetatakse martensiit.
(Nimi on antud saksa teadlase A. Martensi auks.)
Martensiidikristallil on plaadi kuju, mis sarnaneb kumera läätsega. Esimene austeniiditeras moodustunud martensiitplaat on piiratud selle tera suurusega, järgnevad moodustunud plaadid ei ristu üksteisega ega ületa austeniiditerade piire, st on väiksema suurusega (joonis 83). On ilmne, et martensiitse muundamise ajal, nagu ka perliitilise muundamise ajal, toimub ka terase tera rafineerimine.
Riis. 83. Martensiitplaatide teke
Martensiidil on väga kõrge kõvadus: 0,8% süsinikusisaldusega on see 65 HRC (670 NV) ning pikenemine ja löögitugevus on nullilähedased. Martensiit on habras struktuur, see ei deformeeru plastiliselt ja seda ei saa töödelda lõikeriistaga.
Martensiidi kõrget kõvadust seletatakse tugeva tugevnemisega, mis on tingitud kõigi nelja liikuvate dislokatsioonide pidurdusmehhanismi samaaegsest toimimisest.:
1) süsiniku üleküllastunud tahke lahus rauas;
2) martensiidikristallide kasvamise käigus tekkiv deformatsioonikõvenemine;
3) terade jahvatamine;
4) tsementiidi Fe3C hajutatud osakesed (kõrge süsinikusisaldusega terastes).
Suurima panuse tugevdamisse annavad a-raua kristallvõre moonutused sisestatud süsinikuaatomite poolt. Sellest järeldub, et martensiidi kõvadus on seda suurem, mida rohkem see süsinikku sisaldab (tabel 3).
Tabel 3
Erineva süsinikusisaldusega martensiidi kõvadus
kõvadus, HRC
Martensiitplaadid tekivad tohutu kiirusega, mis on võrdne helikiirusega terases (»5 km/s). Mõnikord on heliefekt. Martensiitsete muundumise iseloomulik tunnus: see areneb ainult pideval jahutamisel kuni Mk-punktini. Süsinikusisalduse kasvades Mn- ja Mk-punktide temperatuurid langevad ning martensiitsene muundumine nihkub madalamate temperatuuride piirkonda (joonis 84).
Riis. 84. Alg- ja lõpptemperatuuride sõltuvus
terase süsinikusisalduse martensiitsene muundamine
See tähendab, et reaalsetes kuumtöötlemistingimustes ei läbita kogu martensiitilist intervalli: tavaliselt jahutatakse töökoja temperatuurini, st kuni »20 °C. Seetõttu ei jõua üle 0,6% C sisaldavate teraste martensiitsene muundumine lõpuni ja pärast karastumist jääb terasesse teatud kogus austeniiti. Teda kutsutakse säilinud austeniit.
Karastatud terases peetava austeniidi kogus sõltub selle süsinikusisaldusest ja jahutuskeskkonna temperatuurist. Kõrge süsinikusisaldusega teraste puhul võib see olla mitu protsenti ja legeerteraste puhul mitukümmend protsenti.
Selleks, et jääkausteniit kaoks, töödeldakse tööriista (kõrge süsinikusisaldusega) teraseid külmaga.
Ülejahutatud austeniidi vahepealne (bainiidi) muundumine. Piirkonnas 500–250 °C (joon. 81, piirkond II) toimub vahepealne transformatsioon, mis algab difusiooniprotsessidega ja jätkub seejärel difusioonivabalt nagu martensiit.
Vahepealne muundumine algab süsiniku difusiooniga, mille tulemusena tekivad austeniidis süsinikuga rikastatud ja vaesestatud alad. Seejärel areneb süsinikuvaestes piirkondades protsess difusioonivabalt, nagu martensiidi moodustumisel (kuna Mn martensiitsete muundumise alguse temperatuur tõuseb tahke lahuse süsinikusisalduse vähenemisega) . Austeniidi süsinikurikastes piirkondades tekivad pisikesed tsementiidikristallid.
Tulemuseks on struktuur, mis koosneb õhukestest ferriidi (või madala süsinikusisaldusega martensiidi, kuna süsinikusisaldus on 0,1%) ja väikestest tsementiidiosakestest. Seda nimetatakse bainiit ja selle mehaanilised omadused jäävad martensiidi ja perliidi struktuuride omaduste vahepeale: 370–450 HB.
Transformatsioonid martensiidi kuumutamisel
Martensiit on mittetasakaaluline struktuur. A-raua kristallvõresse põimitud süsinikuaatomid tekitavad sisepingeid. Iga selline aatom on punktdefekt. Lisaks on martensiidil suur dislokatsioonitihedus (109–1012 cm-2). Seetõttu on martensiidil suurenenud siseenergia reserv. Toatemperatuuril võib see püsida lõputult, kuid niipea, kui kuumutamine annab süsinikuaatomitele difusiooniks vajaliku lisaenergia, algab martensiidi muundumine rohkem tasakaalufaasidesse.
Martensiidi kuumutamisel eraldub a-tahke lahusest süsinik, moodustades tsementiidi Fe3C. Martensiit laguneb ferriidi-tsementiidi seguks. Sõltuvalt transformatsiooni temperatuurist ja ajast võivad ilmneda sorbitooli ja troostiidi struktuurid. Erinevalt sorbitoolist ja troostiidist, mis saadakse ülejahutatud austeniidi lagunemisel (joonis 85), on neil pigem granuleeritud kui lamellaarne struktuur.
Riis. 85. Lamell- ja granuleeritud ferriit-tsementiidi segude mikrostruktuur
Seega toimuvad martensiidi kuumutamisel järgmised protsessid:
1) süsinikusisalduse vähendamine martensiidis ja tsementiidi teke;
2) sisepingete vähendamine;
3) tsemendiosakeste kasv;
4) säilinud austeniidi muutmine martensiidiks (süsinikusisaldusega terastes > 0,6%, samuti legeerterastes).
14. loeng
Terase kuumtöötlemise peamised tüübid
Lõõmutamine
Lõõmutamine on pehmendav kuumtöötlus.
Lõõmutamine I mingis mõttes nimetatakse mittetasakaalulise struktuuriga terase kuumutamiseks eelneva töötlemise tulemusel faasimuutuse temperatuurini (või alla selle).
Tavaliselt on mittetasakaalulise struktuuri ilmnemise põhjuseks külmtöötlemine või kuumtöötlemise järgselt kiirendatud jahutamine. I tüüpi lõõmutamise temperatuurirežiim ei ole seotud terase faasimuutustega.
Sihtmärk: Viige teras stabiilsemasse tasakaaluolekusse.
Näide: rekristalliseeriv lõõmutamine kõvenemise eemaldamiseks; pehmendav lõõmutamine lõikamise töödeldavuse parandamiseks (nimetatakse ka madal).
Lõõmutamine II mingis mõttes nimetatakse terase kuumutamiseks üle faasimuutuse temperatuuri, millele järgneb aeglane jahutamine (koos ahjuga).
Sihtmärk: saavutage stabiilne tasakaaluseisund (nagu diagrammil).
Sordid:
1) Täielik lõõmutamine hüpoeutektoidsed (struktuursed) terased viiakse läbi täieliku faasi ümberkristallimise eesmärgil.
Selleks kuumutatakse terast 30-50° üle kriitilise punkti Äss 3 (st read G.S.) ja pärast lühikest kokkupuudet jahutage aeglaselt. Praktikas jahutatakse osi koos ahjuga kiirusega 30-100 °C/h (joonis 86).
Kuumutamisel muutuvad hüpoeutektoidterasest ferriit ja perliit austeniidiks. Seejärel toimub aeglase jahutamisega C-kujulise diagrammi ülaosas austeniidi lagunemine, mille käigus moodustuvad uued ferriidi ja perliidi terad. Seega, kui struktuur oli defektne (suured terad, moonutatud kujuga terad jne), siis täieliku lõõmutamise korral see korrigeeritakse, muutudes homogeenseks ja peeneteraliseks. Pärast lõõmutamist on terasel head plastilised omadused ja madal kõvadus. See tagab terase hea töödeldavuse lõikamise ja survega.
Lõõmutamine eemaldab täielikult jääkpinged.
2) Osaline lõõmutamine granuleeritud perliitstruktuuri saamiseks tehakse hüpereutektoidseid (tööriista) teraseid. Selleks kuumutatakse terast 30-50° üle kriitilise punkti Äss 1 (st read PSK). Kasutatakse mitut erinevat režiimi (joonis 87).
Lõõmutamise tulemusena lahustuvad tsementiitplaadid vaid osaliselt ning jahtumisel saadakse pigem sfäärilised kui lamellsed tsementiidikristallid. Seetõttu nimetatakse sellist lõõmutamist ka sferoidiseerimine. Granuleeritud perliitstruktuuriga tööriistateras on pehmem ja plastilisem kui lamellperliidiga teras. See lõõmutamismeetod suurendab terase töödeldavust ja parandab selle struktuuri enne kõvenemist.
Hüpoeutektoidse terase mittetäieliku lõõmutamise korral ei muutu konstruktsiooni ferriitkomponent, kuna ferriit jääb kuumutamisel alles. Seetõttu ei toimu struktuuri täielikku korrigeerimist.
3) Difusioonlõõmutamine valatud või deformeerunud konstruktsiooni heterogeensuse kõrvaldamiseks teostatakse terasvalusid ja sepiseid. Mikrovedeliku elimineerimine saavutatakse difusiooniprotsesside kaudu. Seetõttu kuumutatakse terast kõrge difusioonikiiruse tagamiseks kõrge temperatuurini austeniitses piirkonnas (soliduse lähedal). Teraste puhul on see kõige sagedamini temperatuur °C. Nendel temperatuuridel toimub pikk kokkupuude (8-15 tundi) ja seejärel aeglane jahutamine. Terase koostise tasandamine parandab mehaanilisi omadusi, eriti elastsust.
Terase kuumutamise temperatuurivahemikud lõõmutamise ajal on näidatud joonisel fig. 88.
Riis. 88. Terase kuumutamise temperatuurivahemikud lõõmutamise ajal
Normaliseerimine
Normaliseerimine on kiirendatud jahutamisega II tüüpi lõõmutamise tüüp.
Normaliseerimine koosneb terase kuumutamisest temperatuurini 50-70° joonest kõrgemal GSE(joonis 88) ja õhkjahutuses pärast lühikest kokkupuudet. Sel juhul toimub austeniidi lagunemine C-kujulise diagrammi ülemises osas, kuid veidi madalamatel temperatuuridel kui lõõmutamise ajal. Selle põhjuseks on kiirem jahutamine.
Seetõttu annab normaliseerimine peenema perliidi struktuuri kui täielik lõõmutamine. Perliidist peenem ferriidi-tsementiidi segu võib isegi tekkida sorbitooli.
Hüpoeutektoidteraste puhul asendab normaliseerimine sageli täielikku lõõmutamist kui produktiivsemat ja ökonoomsemat toimingut.
Pärast normaliseerimist on teras kõvem ja tugevam kui pärast täielikku lõõmutamist. Ka mikrostruktuur erineb tasakaalulisest: ferriit moodustab perliidialade ümber võrgu. (Paistab, et terases on rohkem süsinikku, kui see tegelikult on.)
Kõvenemine
Karastus on karastamise kuumtöötlus, mis muudab seeläbi terase struktuuri, et maksimeerida kõvadust ja tugevust.
Kõvenemine seisneb terase kuumutamises üle faasimuutuse temperatuuri, millele järgneb üsna kiire jahutamine (kriitilisest suurema kiirusega).
Sihtmärk: mittetasakaalu struktuuri saamine - üleküllastunud tahke süsiniku lahus a-rauas - martensiidis. Praktiline eesmärk on saavutada antud terase klassi maksimaalne võimalik kõvadus.
Kiire jahutamine karastamise ajal on vajalik, et süsinik ei jõuaks tahkest lahusest – austeniidist – eralduda ja jääks pärast jahutamist raudvõre sisse.
Terase karandamiseks tuleb valida õige küttetemperatuur ja jahutuskiirus. Need kaks parameetrit on kõvenemisel määravad.
Kell küttetemperatuuri valik Kehtib järgmine reegel: hüpoeutektoidterased kuumutatakse kõvenemiseks 30-50° üle kriitilise punkti Äss 3 ja hüpereutektoid - 30-50 ° punkti kohal Äss 1 (joonis 89). Kriitilise punkti kerge ületamine on vajalik, kuna teatud temperatuurikõikumised seadepunkti ümber on kuumtöötlusahjudes vältimatud.
Miks valitakse hüpoeutektoidse ja hüpereutektoidse terase karastamistemperatuur erinevalt?
Hüpoeutektoidteraste struktuuris allpool joont G.S. Ferriit on olemas. Kui karastada terast sellest temperatuurivahemikust, muutub austeniit kõvaks ja tugevaks martensiidiks, kuid ferriit ei muutu, kuna see on tasakaalufaas. Kuna ferriit on väga pehme, vähendab selle olemasolu karastatud terases selle kõvadust. Kõvenemise eesmärki ei saavutata. Seetõttu kuumutatakse kõrgemale temperatuurile (liinist kõrgemal G.S.), kus ferriiti enam ei esine.
Kõvenemine ühefaasilisest (austeniitsest) piirkonnast, kõrgematest temperatuuridest Äss 3, kutsus täis. Nii karastatakse hüpoeutektoidseid (konstruktsiooniteraseid).
Hüpereutektoidsete teraste puhul pole nii kõrget kuumutamist vaja, kuna see on punktist kõrgemal A 1, kuid joone all S.E. struktuur koosneb austeniidist ja tsementiidist. Sellest piirkonnast kustutamisel muutub austeniit martensiidiks ja tsementiit jääb alles, kuna see on tasakaalufaas. Sellise kõva konstruktsioonikomponendi olemasolu karastatud terases on kasulik, kuna väikesed tsemendiosakesed on täiendavad takistused nihestuste liikumisel ning suurendavad kõvadust ja kulumiskindlust.
Kahefaasilisest piirkonnast, kus esineb austeniiti ja tsementiiti või austeniiti ja ferriiti, kutsutakse kõvenemist. mittetäielik. Hüpereutektoidsed (tööriista) terased allutatakse sellisele karastamisele.
Kriitiline jahutuskiirus süsinikteraste kõvenemisel on vähemalt 400 °C/s. See kiirus saavutatakse jahutamisel vees või soolade (NaCl) ja leeliste (NaOH) vesilahustes, mis suurendavad vee jahutusvõimet. Sel juhul tuleb detaili karastusvedelikus jõuliselt liigutada, et eemaldada metalli pinnalt tekkiv aur, mis aeglustab jahtumist. Legeerteraste kriitiline jahutuskiirus on palju väiksem, seetõttu kasutatakse pehmemaid karastusvahendeid - mineraalõlisid või polümeerilahuseid.
Karastamine on kuumtöötlemisoperatsioonidest kõige “raskem”, kuna terase temperatuur langeb järsult. Sel juhul tekivad osades suured sisepinged. Need koosnevad soojuspingetest, mis tulenevad detaili pinna ja südamiku temperatuuride erinevusest kiirel jahutamisel, ning struktuursetest pingetest, mis tulenevad mahumuutustest martensiitsete muundumisel.
Need pinged võivad põhjustada detailide deformatsiooni ja isegi pragusid. See on eriti ohtlik keeruka kujuga osade puhul, millel on pinge kontsentraatorid soonte, aukude, nurkade, filee jne kujul.
Kõrval jahutusmeetod eristama:
1) Pidev karastamine (kõvenemine ühes keskkonnas)– (vt joonis 90, kõver 1). See on lihtsaim meetod, kuid samas tekivad detailis suured sisepinged.
2) Jahutamine kahes keskkonnas, või vahelduv kõvenemine(joonis 90, kõver 2). Selle meetodiga jahutatakse teras kiiresti temperatuurivahemikus 750–400 °C ja seejärel viiakse detail üle teise, pehmemasse jahutuskeskkonda ning martensiitses vahemikus toimub jahtumine aeglaselt. See viib sisepingete vähenemiseni ja vähendab pragude tekkimise tõenäosust. Sellise kõvenemise näide on protsess, mis hõlmab esmalt vees ja seejärel õlis jahutamist.
3) Astmekarastus(joon. 90, kõver 3), milles kuumutatud osa on sukeldatud vedelasse keskkonda, mille temperatuur on 20-30° üle punkti M n. See tagab terase kiire jahtumise ülemises temperatuurivahemikus ning seejärel viiakse läbi hoideperiood, mille jooksul temperatuur detaili ristlõikes ühtlustub ja soojuspinged vähenevad. Seejärel eemaldatakse osad karastusvannist ja edasine jahutamine toimub teises keskkonnas, enamasti õhus või õlis. Sel juhul toimub martensiitsene muundumine aeglasel jahutamisel, väiksemate sisepingete tingimustes. Leeliste, nitraatide ja madala sulamistemperatuuriga metallide sulameid kasutatakse astmelise kõvenemise vedela keskkonnana.
4) Isotermiline kõvenemine(joonis 90, kõver 4). See erineb oluliselt teistest meetoditest. Siin jätkub kokkupuude jahutuskeskkonnaga bainiidi muundumise temperatuuril, kuni austeniit täielikult laguneb. Kõigil varasematel juhtudel moodustub karastamise käigus martensiitne struktuur ja antud juhul bainiit.
Isotermilise kõvenemise korral on pinged detailis minimaalsed, pragude teke on välistatud ja deformatsioonid oluliselt väiksemad. Mõne legeerterase (vedru, stants) puhul võimaldab see karastamismeetod saavutada optimaalse tugevuse ja elastsuse kombinatsiooni.
Seega vähendab astmeline ja katkendlik karastamine karastuspingeid, kuna temperatuuride erinevus detaili pinnal ja keskel väheneb. Kuid ülejahutatud austeniidi väga lühikese olemasolu tõttu süsinikterastes kasutatakse legeerteraste puhul sagedamini astmelist ja isotermilist kõvenemist.
Võimalik kõvenemise defektid :
A) üle kuumeneda- suur tera;
b) läbi põlema– terade piiride oksüdeerumine, väga suured terad;
V) alaküte– hüpoeutektoidteraste puhul, kõvenemine intervallist Äss 1-Äss 3 viib kahefaasilise struktuuri (martensiit + ferriit) ja madalate mehaaniliste omadusteni;
G) koolutamine Ja praod– on põhjustatud sisemistest pingetest. Martensiidi erimaht on suurem kui austeniidi eriruumala, mis põhjustab teraskonstruktsioonis pinget. See on eriti ohtlik keeruka kujuga detailide puhul ning juhul, kui konstruktsioonipinged kombineeritakse soojuspingetega, mis tekivad temperatuuride erinevusest detaili pinnal ja keskel.
Väände vältimiseks jahutatakse õhukesed tooted - saed, saeterad, pardlid - spetsiaalsetes kõvastuspressides.
Karastustehnoloogiaga on tihedalt seotud kaks olulist mõistet.
Karastuvus- See on terase võime saavutada kõvaduse ajal kõrget kõvadust. Karastavus sõltub terase süsinikusisaldusest ja seda iseloomustab maksimaalne võimalik kõvadus ( H.R.C.) selle kaubamärgi jaoks.
Kõige olulisemat mõju difusioonikihtide, mis on legeeritud α-faas (näiteks silikoonitud ja fosforiseeritud), kasvukiirusele avaldab küllastunud terase koostis: selles sisalduva süsiniku ja legeerelementide sisaldus.Rääkides silikoonitud (ja üldiselt mis tahes difusiooni) kihtide faasilisest koostisest, võime esmalt vaadelda silikoonimist kui raua ja räni koostoimet ideaalses kahekomponendilises süsteemis. Enne terase silikoonimise kineetika kaalumist tuleb aga meeles pidada, et küllastunud metall ei ole sugugi puhas. Kolmanda komponendi olemasolu süsteemis (näiteks süsiniku olemasolu küllastunud terases) peaks kiirendama või aeglustama küllastava elemendi difusiooni, olenevalt sellest, milliseid muutusi lisand muudab aatomitevaheliste sidemete energias. tulemuseks kolmekomponentne süsteem. Eelkõige aeglustab süsiniku kontsentratsiooni suurenemine küllastunud terases peaaegu kõigi keemilis-termilise töötlemise protsesside kulgu, kuid selle mõju on erinev, kui terasesse difundeeruvad erinevad keemilised elemendid. See erinevus tuleneb asjaolust, et süsiniku mõju põhiosa ei määra mitte süsinik-raud interaktsioon (nii-öelda "mehaanilised" takistused, mis tekivad süsiniku olemasolust tahkes lahuses), vaid süsinikuga küllastava elemendi vastastikmõju. See interaktsioon põhjustab süsiniku jõulise ümberjaotumise terase keemilise-termilise töötlemise ajal mis tahes elemendiga. Selle ümberjaotuse olemus määrab nii süsiniku kineetilise mõju terase küllastumise kiirusele kui ka difusioonikihiga vahetult külgnevate tsoonide struktuuri muutumise olemuse nende dekarburiseerimise või "sisemise tsementeerimise" tagajärjel.
Kuna süsiniku aatomkontsentratsioon silikoonitud terases on väga oluliselt madalam mitte ainult raua, vaid ka räni kogusest, võib süsinikku käsitleda kahekomponendilise süsteemi kolmanda komponendi seguna.
Sellise kolmanda komponendi käitumise süsteemi kahe esimese aine kontsentratsioonide vahekorra muutumisel määravad kaks tegurit: esiteks selle lahustuvus küllastuselemendi poolt äsja moodustatud faasides ja teiseks selle osaline difusioonikoefitsient neis. faasid. Räni ja süsiniku antagonismi põhjused terases peituvad aatomitevaheliste sidemete Fe-C ja Fe-Si tüüpide sarnasuses, mis viib samaaegselt süsiniku lahustuvuse järsu vähenemiseni räniferriidis ja süsiniku difusioonikiiruse suurenemine suure ränisisaldusega tahkes lahuses, nii austeniitses kui ka austeniitses ja ferriitses.
Samuti tuleneb töö andmetest, et legeerivate elementide olemasolu (vähemalt madala ja keskmise legeeritud terases kasutatavates kogustes kuni martensiitklassini (kaasa arvatud)) ei tohiks kaasa tuua kvalitatiivseid muutusi süsiniku mõjus. silikoonitud kihtide sügavus ja selle ümberjaotumise olemus .
Räni ja süsiniku “antagonismi” üheks näitajaks on teadaolev süsiniku difusioon vähese süsinikusisaldusega mahult kõrge süsinikusisaldusega mahutitele, kui viimased sisaldavad räni väiksemas kontsentratsioonis. „Pöörddifusiooni” (tõusva) difusiooni mehhanismi selgitamiseks viidi läbi tuntud monograafiate autorite katsed just nimelt Fe-Si-C süsteemi ferriitsete sulamite näitel; Sarnased uuringud viis läbi G.V. Shcherbedinsky ja V.I. Šaidurov. Nende tööde autorid uurisid kõrge süsinikusisaldusega teraseproovi ja räni, kroomi või niklit sisaldava terase ristumiskoha lähedal kontaktdifusiooni tulemusi. Leiti, et dekarburiseeriva toime poolest võrdub 0,75% Si lisamine 10% nikli olemasoluga terases (samas ei võetud arvesse asjaolu, et nikkelterasel oli austeniitne struktuur). Süsiniku lahustuvust ferriidis vähendab andmetel kõige enam koobalti lisamine; räni ei jää sellele mõjult peaaegu alla, nikli ja mangaani mõju on aga 3-4 korda nõrgem. Seega ei tohiks unustada, et kuigi süsiniku difusiooni kiirus ületab oluliselt asenduslahuseid loovate komponentide (sh räni) liikuvust, on süsiniku ümberjaotumine, millega kaasneb difusioon ülespoole, sunnitud nähtus, mille põhjustab räni tarnimine teras väljastpoolt. Seetõttu võib eeldada, et süsiniku ümberjaotumise kiirus ei tohiks ületada silikoonimise kiirust ega karburiseerunud tsooni laius oluliselt ületada silikoonimiskihi sügavust.
Juba stabiilse ferriidi esimeste mikromahtude tuumastumise hetkel silikoniseerimise ajal difundeerub süsinik ferriidi ruumaladest naabruses asuvatesse austeniidimahtudesse, mis erinevad ränisisalduse poolest vähe, ja alles seejärel vähese ränisisaldusega austeniidiks. On märkimisväärne, et süsinik rändab ilmselt mööda niinimetatud Si-positsioone, st läbi nende ferriidi- või austeniitvõre rakkude, milles üks saitidest on hõivatud räni aatomiga. Seda võib seletada asjaoluga, et räni juuresolekul on raua kovalentsed sidemed küllastunud ja see ei suuda moodustada Fe-C sidet. See räni ja süsiniku omapärane interaktsioon rauapõhise tahke lahuse kristallstruktuuris kaob järk-järgult temperatuuri tõustes (ligikaudu üle 900–950 ° C) vastavalt vabade töökohtade arvu suurenemisele, mille kaudu süsinik difundeerub intensiivsemalt. Silikoniseerimistemperatuuri tõstmine (vahemikus 850–1000 °C) vähendab süsiniku piiride difusiooni ülekaalu vabade kohtade difusiooni suhtes; Praktikas peaks karbureeritud alamkihi tsooni konfiguratsioon olema paralleelne metalli pinnaga, mille kaudu räni sellesse siseneb. Tuleb märkida, et kõik kirjeldatud interaktsioonid on iseloomulikud ainult rauapõhistele sulamitele, kui see asendataks näiteks kroomiga, ei põhjustaks silikoonimine süsiniku nii jõulist ümberjaotumist, mis on tingitud komponentide suurest keemilisest afiinsusest; Cr-C süsteem.
Ränistunud kihtide struktuurilisi iseärasusi ja nende esinemise põhjuseid käsitletakse allpool. Siin on vaja lühidalt käsitleda muutusi, mis on põhjustatud süsiniku nihkumisest räni toimel alamkihi tsooni struktuuris. On teada, et räni tõrjub süsinikku nii intensiivselt välja, et näiteks räniteraste borideerimisel toimub omamoodi “sisemine silikoniseerimine”: boori poolt väljatõrjutud räni tekitab dekarboniseeritud alamhüdriidi tsooni, mis koosneb faasidest α ja α, kus räni kontsentratsioon See on 4-5 korda kõrgem kui terase keskmine sisaldus. Kõrge ränisisaldusega tsoon näib olevat "kihistunud" legeeritud martensiitsete teraste silikoonimisel stabiilne kõrge ränisisaldusega ferriit ja räni poolt väljatõrjutud süsiniku kontsentratsiooni tsoon (silikoniseerimistemperatuuril) austeniidi riba, mille kontsentratsioon ei ole piisavalt kõrge räniferriidi tekkeks, kuid samal ajal nii suur, et räni viib süsiniku migreerumiseni metalli aluskihtidesse Hüpoeutektoidsetes legeerimata terastes erineb see riba all olevast karbureeritud tsoonist (. struktuur jahutatud olekus) perliidi puudumise ja ferriidi külgnemise tõttu. stabiilse ferriidi kihi terad (viimane on ilmselt esimese maatriks). Ferriidiga vahetult külgneva tsooni struktuur on aga kõige iseloomulikum martensiiterastele. Süsiniku väljatõrjumine sellest tsoonist põhjustab kõvastuvuse järsu vähenemise, seetõttu eraldatakse terastes, mis on legeeritud märkimisväärse hulga karastuvust suurendavate elementidega (Cr, Ni, W, Mo), silikoonitud ferriidikiht ise südamikust. perliidi kiht (joon. 42). Kirjeldatud nähtust märkasid mõned autorid teraste puurimisel suure võimsusega difusiooniallikate abil (gaas- ja elektrolüüsboorimine); seda tuleks ilmselt eeldada, kui nimetatud koostisega terased on üldiselt küllastunud mittemetalliliste elementidega (B, Si, P jne).
Madala ja keskmise süsinikusisaldusega konstruktsiooniteraste silikoonimisel põhjustab süsiniku nihkumine küllastusprotsessi käigus süsiniku üleminekuga rikastatud tsooni moodustumist difusioonikihist (räniferriidi kiht) mitteväärismetallile (joonis 43). Terastel, mille temperatuur on 0,3–45% C, on üleminekutsoonis (õhus silikoonimistemperatuurist jahutamisel) praktiliselt ferriit puudub. Suurenenud süsiniku ja räni sisalduse olemasolu üleminekutsoonis toob kaasa austeniiditerade intensiivsema kasvu (joonis 43).
Erilist tähelepanu väärib küsimus süsiniku kontsentratsiooni mõju suurusest ja olemusest ränistunud kihi sügavusele. Boriidimisprotsessi uurinud autorid väidavad, et süsiniku mõju olemus kõigi mittemetalliliste elementide difusioonikiirusele on sarnane. Eelkõige usuvad autorid, et kihi sügavuse ja süsinikusisalduse funktsioonil on otsene proportsioon. N.S. Gorbunov tõmbab kihi sügavuse ja süsiniku kontsentratsiooni seose joone sirgjoonena (joon. 44, a), vaatamata punktide kõrvalekalletele sirgjoonest (ilmselt peab autor neid kõrvalekaldeid eksperimentaalsete ebatäpsuste tagajärjeks ). Sarnane graafik A. N. monograafias kannab ilmseid "sirgendamise" jälgi. Minkevitš (joon. 44, b), kuigi siin pole see enam sirgjooneline, vaid olemuselt paraboolne.
Autor käsitleb kihi sügavuse-süsiniku kontsentratsiooni funktsiooni paraboolsuse põhjuseid ja jõuab järeldusele, et peamine põhjus on järgmine. Süsiniku ümberjaotumine silikoniseerimise ajal selle difusiooninihkega sügavale metalli järgib samu seadusi nagu mis tahes difusiooniküllastuse protsess, st see on midagi "sisemise tsementeerimise" sarnast. Tavaliselt silikoniseerimiseks kasutataval temperatuuril üle 900 °C lõpeb austeniidi ümberkristallimine ühelt poolt väga kiiresti (kümnete minutite jooksul) ning piiride difusiooni roll süsiniku ümberjaotumisel väheneb järsult vastavalt austeniidi vähenemisele. austeniidi terapiiride endi kogupikkus. Teisest küljest peaksid nende piiride mahud piisavalt kõrge süsinikusisaldusega terases olema lahustuvuse piirini süsinikuga küllastunud. Seetõttu, kuna süsiniku difusioonikiirus kogu tera kehas on madal ja selle üldine kontsentratsioon terases suureneb, on võimalik süsiniku surumine ränistunud (ferriitkihi) piirist rohkem kui kolme kuni nelja sügavusele. kaob peaaegu täielikult. Terase legeerimine mis tahes elemendiga - karbiidi ja mittekarbiidi moodustav, metalliline ja mittemetalliline - küllastab üldiselt tahke lahuse (α või γ) terapiirid selle elemendiga ja vähendab vastavalt jaotumise ebaühtlust. süsinikust terakeha ja selle piiri vahel. Mittemetalliliste elementide puhul on see palju vähem väljendunud kui karbiidi moodustavate metallide puhul, kuid austeniidis tõrjub räni süsiniku piiridest terakehasse (ja seetõttu, mida rohkem see takistab süsiniku ümberjaotumist, seda suurem on kontsentratsioon viimastest terases) palju intensiivsemalt kui ferriidis.
Ilmselt olid autorid esimesed, kes uurisid küsimust, kuidas süsiniku ümberjaotumine terases muutub silikoonitud kihi sügavuse suurenemisega (näiteks temperatuuri ja küllastumise kestuse suurenemisega). Selgus, et funktsioon säilitab kvalitatiivselt muutumatu paraboolse iseloomu, samas kui maksimaalne süsiniku kontsentratsioon liigub vastavalt ferriidikihi piiri liikumisele sügavale metalli.
Autorid märgivad õigesti, et boreeritud kiht peaks hõlmama mitte ainult metallipinna lähedal asuvaid ruumalasid, vaid ka kogu hajuva boori struktuurse mõju tsooni. Seda väidet on ilmselt mõttekas laiendada ka terase silikoonistamisele, st silikoonitud kihi mõiste peab sisaldama: silitsiidide kihti (enamasti α "-pealisehitus), stabiilse kõrge ränisisaldusega ferriidi kihti, räniga legeeritud austeniidi alamkiht (jahtumisel muutub madala süsinikusisaldusega terastes sammaskujuliste teradega ferriidiks ja martensiitsete teraste puhul perliidikihiks), mis on suurenenud süsinikusisaldusega tsoon, mis tõrjub välja selle all olevast ränisisaldusest kui see tsoon on tegelikult metalli tuum, mille koostis ja struktuur jäävad muutumatuks.
Erinevate autorite ülaltoodud andmetes süsiniku mõju kohta ränistunud kihi sügavusele tõmbavad tähelepanu olulised lahknevused, nii kvantitatiivsed kui ka kvalitatiivsed. Meil pole kahtlustki, et nende lahknevuste põhjused olid puhtalt metoodilised: autorid kasutasid teraste uurimiskomplekte, milles klassist klassi liikudes ei muutunud mitte ainult süsinikusisaldus, vaid ka sulamisomadused, lisandite kontsentratsioon, jne. Sellest vaatenurgast on huvitav kasutada akadeemiku pakutud muutuva koostisega valimite meetodit. S.A. Vekshinsky 1944. aastal ja seejärel arenes välja G.V. Fedorov. Muutuva koostisega proovide meetod seisneb selles, et elemendi kontsentratsiooni mõju difusiooniküllastuse protsessidele uuritakse prooviga, mis on eelnevalt selle elemendiga küllastunud. Näiteks süsiniku mõju uurimiseks terase silikoonimisel tehakse Armco rauast silinder radiaalsuunas sügav karburisatsioon; seejärel, lõigates silindri tasapinnalisteks seibideks, silikoonitakse need generatrixi suunas. Kuna süsinikusisalduse muutus määrati juba varem kihtide kaupa keemilise analüüsiga, uurides mikrostruktuuri (koos silikeerunud kihtide sügavuse määramisega) ühe küllastunud proovi, mille süsinikusisaldus kõikus sujuvalt vahemikus 0,07-1,2. % võimaldab määrata süsiniku mõju ränistunud kihi sügavusele seni saavutamatu täpsusega. Muutuva koostisega proovide meetodit saab kasutada mis tahes legeeriva elemendi mõju uurimiseks keemilis-termilise töötlemise protsessidele selle kontsentratsioonide vahemikus, kui see element ei moodusta fikseeritud koostisega ühendeid, mille kontsentratsioon muutub järsult muutuva kontsentratsiooniga. küllastunud metall. Näiteks on teada, et raud moodustab laias kontsentratsioonivahemikus tahkeid lahuseid kõige olulisemate legeerivate elementidega: Cr, Ni, Mn, V, Si (selle tõttu kasutatakse neid terase legeerimiseks).
Kirjeldatud meetodi peamised eelised on: suhteliste tulemuste kõrge täpsus, mis on tagatud kõigi mõõtmiste teostamisega ühel proovil, mis välistab näiteks vältimatute lisandite sisalduse erinevuste mõju erinevate teraseklasside puhul; väga kõrge eraldusvõimega, kuna uurimistööks pakutakse peaaegu pidevat sulamite komplekti, mille koostises on väike erinevus. Ainus vastuväide selle meetodi kasutamisele võib olla see, et sekundaarse küllastumise (näiteks silikoonimise) käigus võib tekkida süsiniku difusioonresorptsioon metalli sügavusse ning kvantitatiivsed mõõtmistulemused muutuvad mingil määral ebatäpsemaks. . Kuid meetodi peamine eelis - sujuvalt muutuva koostisega sulamite pidev spekter - säilib. Lisaks ei saa tsementeeritud kihti lühikese küllastumisega - 2-3 tundi - võtta kui võimsat süsiniku resorptsiooni sellest. Veel vähemal määral ohustaks selline resorptsioon metallidega (näiteks kroomiga) küllastunud kihte. Seda kinnitas muutuva koostisega proovide ja erineva süsinikusisaldusega terasekomplektide põhjal saadud andmete kokkulangevus.
Muutuva süsiniku koostisega proovide meetodil saadud tulemused on näidatud joonisel fig. 45. Ilmselgelt ei mõjuta silikoonistamismeetod süsinikuga küllastusprotsessi pärssimise olemust. Saadud sõltuvuste kõige olulisem omadus on aga kõverate "platvormi" olemasolu: süsinikul on kõige olulisem mõju difusioonikihi sügavusele vahemikus 0,05–0,2 massiprotsenti selle sisaldusest, 0,6–1,2. % C selle mõju on vähem märgatav, aga ka oluliselt, samas kui süsinikusisaldus vahemikus 0,2-0,5% ei mõjuta ränistunud kihi sügavust praktiliselt. Spetsiaalsed uuringud on näidanud, et isegi kui teras on küllastunud muude mittemetalliliste elementidega – boori ja fosforiga (ja olenemata sellest, kas tekkiv kiht on legeeritud a-faas või ühendid – boriidid, fosfiidid või silitsiidid), on terase mõju olemus. süsinik jääb kvalitatiivselt sarnaseks ja "koha" koordinaadid on praktiliselt muutumatud. Ilmselt ei peitu “platvormi” moodustumise põhjused mitte ühe või teise austeniidi mittemetallilise elemendi difusioonimehhanismi iseärasustes, vaid selle austeniidi olemuses.
Sellest tulenev silikoonitud kihi sügavuse muutus on meie hinnangul tingitud süsiniku ümberjaotumise iseärasustest silikoonimisel. Nagu Zait märgib, "algselt kogu proovis ühtlaselt jaotunud komponendi nihkumine väljastpoolt difundeeruva komponendi poolt pole midagi muud kui difusioon kolmanda komponendi läbitungimise tõttu moodustunud aktiivsusgradiendi juuresolekul." Süsiniku aktiivsuse gradient erinevates raud-süsiniksulamites on erinev isegi sama küllastusrežiimi korral. Saadud andmete põhjal võime eeldada, et terase süsinikusisalduse suurenemisega ei muutu selle aktiivsuse gradient (muu asjaolude jäämisel) mitte lineaarselt, vaid keerulisema seaduse järgi. Teiseks iseloomulikuks tunnuseks süsiniku ümberjaotumisele silikoniseerimisel on difusioonikoefitsiendi üsna tugev sõltuvus kontsentratsioonist austeniidis. Süsiniku difusiooniliikuvus suure süsinikusisaldusega sulamites on teadaolevalt märgatavalt suurem kui madala süsinikusisaldusega sulamites. Nende kahe teguri vaheline seos määrab süsinikterasel silikoonitud kihi moodustumise kineetika.
Süsinikterase pinna küllastumine elemendiga, mis vähendab süsiniku lahustuvust austeniidis, viib süsiniku nihkumiseni mitte ainult stabiilsest ferriidikihist, vaid ka alamkihi tsoonist, mis on sügavuti üsna märkimisväärne. Süsiniku pinnatsoonidest väljatõrjumise ja austeniidi lahustumisvõime vähenemise tulemusena alamkihi tsoonis on võimalik saavutada süsiniku lahustuvuse piir selles isegi siis, kui süsinikusisaldus terases endas ei ületa 0,5%. Kuni süsiniku lahustuvuspiiri saavutamiseni ei ole vaja seda metalli sügavusse eemaldada: kuna süsiniku sisaldus südamikus on takistuseks selle sisenemisel maa-alusest tsoonist ainult siis, kui selleks on vajadus, saab selgeks, miks süsiniku kontsentratsioon sügavusel on kuni 0,5% C silikoonitud kihti ei mõjuta. Kõrgema süsinikusisaldusega terases ilmub õhukese madala süsinikusisaldusega tsooni alla kiht, milles süsiniku protsent on lahustuvuspiiri lähedal. Selle piirkonna difusiooni liikumine muutub seda raskemaks, mida rohkem kõrge süsinikusisaldusega teras on küllastunud, ja seetõttu on see süsiniktsoon seda paksem. See põhjustab küllastusprotsessi üsna järsu pärssimise.
Difusioonikihtide sügavuse kiire vähenemine süsinikusisalduse suurenemisel madala süsinikusisaldusega terastes - 0,05-0,2% C - on seletatav sellega, et süsiniku kiire difusioonieemaldamine alamkihi süsinikuosast on takistatud. mitte selle kõrge kontsentratsiooni tõttu, vaid vastupidi, selle tõttu, et see on endiselt liiga madal. Süsinik sel juhul ilmselt ei difundeeru kihist eemal asuvatesse metallimahtudesse, vaid koguneb alamkihti, kuna selle süsiniku alamkihi resorptsiooniks ei ole süsiniku kontsentratsioonigradient veel piisavalt suur ega taga süsiniku eemaldamist. sügavale metalli difusioonferriidikihi kasvukiirusega võrdse või suurema kiirusega.
Süsiniku mõju silikoonistumise kiirusele ei avalduks ilmselt nii teravalt, kui oleks võimalik eraldada osa alamkihi süsinikusisaldusega tsooni koondunud süsinikust karbiidi kujul (mis esineb näiteks boriidimisel. kõrge süsinikusisaldusega terased). Silikoniseerimise ja fosforiseerimisega on see ilmselgelt võimatu.
Kirjeldatud "platvormi" välimusel on teatav praktiline tähtsus: küllastusastet vähendamata on võimalik allutada üsna kõrge süsinikusisaldusega terasid silikoonimisele (see kehtib, nagu allpool näidatud, legeerteraste puhul), mille sisaldus on suurenenud. mehaanilised omadused, st ühendada osade keemilise vastupidavuse pinnad südamiku mehaanilise tugevusega.
Kõike eelnimetatut võib seostada mitte ainult teraste silikoonimisega, vaid ka puurimise ja aluminiseerimisega; fosforiseerimine. Seoses terase küllastatusega räniga väljendas eelpool nimetatutega sarnaseid positsioone kuulus silikoonimise spetsialist E. Fitzer, kes näitas, et süsinikusisalduse suurenemisega terases silikoonikihi sügavus väheneb aeglaselt, kuni süsiniku kontsentratsioon muutub. piirav (piisab pideva perliidi alamkihi loomiseks).
Kirjandusest saadav teave terase süsinikusisalduse mõju kohta Fe3Si koostise α"-faasi poorse tsooni tekkele silikoonitud kihis on napp ega ole piisavalt veenev.
Niisiis, vastavalt Jaapani autoritele, millele viitas A.I. Minkevitš, A.V. Smirnov ja V.M. Pereverzevi sõnul laiendab terase süsinikusisalduse suurenemine mittepoorse silikoniseerimise temperatuurivahemikku ja nihutab selle alumist piiri veidi madalamate temperatuuride suunas 1200-1220 °C (0,15% C juures) 1060-1200 °C-ni (1,1% juures). C). Mittepoorse kihi saamine on seotud silikoonimisel tekkivate pooride pruulimisega või sulatamisega silikoonitud kihi sulamistemperatuuri lähedal.
Meie arvates on poorideta kihtide saamine kõrgel silikoonimistemperatuuril seotud mitte niivõrd pooride keevitamise ja sulamisega, vaid nende tekke tõenäosuse vähenemisega. α"-faasi olemasolu piirkond, nagu ülal näidatud, kitseneb temperatuuri tõustes ja nihkub kõrgema ränikontsentratsiooni suunas. Samal ajal väheneb α"-faasi järjestusaste. Need tegurid põhjustavad ühelt poolt räni difusioonikoefitsiendi väiksemat kontsentratsioonist sõltuvust raud-räni sulamites ja teisest küljest raua ja räni osalise difusioonikoefitsiendi ühtlustumist ja sellest tulenevalt difusioonipooride tekkimise võimaluse vähenemine kihis.
Süsiniku vähese lahustuvuse tõttu Fe3Si-s ja täiendava barjääri olemasolu tõttu, mis takistab süsiniku tungimist proovi pinnale α"-faasi tsooni, räniferriidi kihi kujul, mis praktiliselt ei lahustu. lahustada süsinikku, mis eraldab α"-faasi süsinikku sisaldavast südamikust, ei tohiks sellega seostada terase süsinikusisalduse ülalkirjeldatud mõju mittepoorse silikoonimise temperatuurivahemikule koos terase sulamistemperatuuri langusega. silikoonitud kiht süsiniku kontsentratsiooni suurenemisega terases.
Meie andmetel ei avalda süsinik olulist mõju silikoonitud kihi α"-faasi poorse tsooni paksusele. Nagu eespool näidatud, elektrolüüsi silikoniseerimise korral temperatuuril 950 °C a. kõrge aktiivsusega sulatis (75% Na2SiO3 + 25% NaCl) tekivad Armco rauale ja terasele 45 veidi erineva paksusega poorsed α"-faaside kihid. Temperatuuril 1050 °C ja küllastusajaga 0,5-3 tundi , saadi Armco raual paksemad α"-faasi kihid kui terasel 45. Temperatuuriküllastuse tõstmine 1100°C-ni tõi kaasa Armco raua ja terase 45 poorsete tsoonide paksuse järsu vähenemise.
Joonisel fig. Joonisel 26 on kujutatud Armco raua (muutuva süsinikukontsentratsiooniga 0,06–1,2%) tsementeeritud proovil saadud ränistunud kihi mikrostruktuur kõrge süsinikusisaldusega ja ferriitsetes piirkondades pärast elektrolüüsiga küllastamist 10 massiprotsendiga naatriummonosilikaadi sulatis. NaF temperatuuril 1000°C 2 tunni jooksul. Silikoonitud kiht koosneb järjestatud α tahke lahuse poorsest tsoonist, mis asub proovi pinnal, ja nõrgalt arenenud α tahke lahuse tsoonist, mis külgneb südamikuga.
α"-faasi terad on nõelakujulise struktuuriga ja on orienteeritud proovi pinnaga risti. Fe3Si tsooni poorsus varieerub märgatavalt sõltuvalt kihi sügavusest. Kõige arenenum pooride piirkond asub palju lähemal α-faasi kiht kui proovi pinnale, nii ferriidi kui ka suure süsinikusisaldusega osades tsementeeritud proovis. Ränistunud kihi α- ja α"-faasi tsoonide paksus ja struktuur muutuvad süsiniku kontsentratsiooni muutumisel veidi. 0,06 kuni 1,3%.
Hüpoeutektoidteraste silikoonimisel ränihalogeniidide ja inertgaasi keskkonnas rikastub proovide südamik süsinikuga, kuna Fe3Si kihi all olev ferriidikiht tõrjub süsiniku proovi sügavusele. Hüpereutektoidsetes terastes eelneb Fe3Si moodustumise heterogeenne reaktsioon räniferriidi tekkele, mistõttu süsinik ei liigu pinnalt südamikusse, vaid eraldub grafiidi kujul Fe3Si kihis (1,4% C-ga terasel). Karbiidisademete olemasolu tuvastati õhukese teraseproovi ferriidi difusioonikihi kolonniliste terade piiridel 0,3% C-ga pärast süsiniku piirava lahustuvuse saavutamist südamiku ülejäänud kitsas austeniitses tsoonis.
Vastavalt andmetele aeglustub Fe3Si kihi moodustumise kiirus samadel silikoonimistingimustel süsinikusisalduse suurenemisega 0,6-1,0%. Suure süsinikusisalduse korral Fe3Si kihtide moodustumise kiirus suureneb, süsinik jääb α"-faasi kihti grafiidi kujul. Kõrge süsinikusisaldusega terastel Fe3Si kihid praktiliselt ei oma tehnilist tähtsust, kuna nakkumine südamikuga on halb.
