Put difuzije ugljika. Difuzijsko zasićenje legura ugljikom i dušikom. Glavne vrste toplinske obrade čelika
Difuzijsko zasićenje čelika ugljikom, dušikom i zajedno s tim elementima široko je korišten proces kemijsko-termičke obrade u industriji.
Cementiranje čelika. Cementiranje (pougljičenje) naziva se CTO, a sastoji se u difuzijskom zasićenju površinskog sloja čelika ugljikom pri zagrijavanju u odgovarajućem okruženju - karburizatoru. U pravilu se karburizacija provodi na temperaturama iznad točke Ac 3 (930-950 °C), kada je austenit stabilan, otapajući ugljik u velikim količinama.
Za karburizaciju koriste se niskougljični (0,1-0,18% C), često legirani čelici (15Kh, 18KhGT, 20KhNM, 15KhGN2TA, itd.). Dijelovi se primaju za karburizaciju nakon mehaničke obrade s dodatkom za brušenje (50-100 mikrona). U mnogim slučajevima samo je dio dijela naugljičen: tada
Mjesta koja nisu podložna ojačavanju štite se tankim slojem niskoporoznog bakra (0,02-0,05 mm) koji se nanosi elektrolitički ili izolira posebnim premazima.
Cementirani sloj ima a
promjenjiva koncentracija ugljika po
debljina koja se smanjuje od površine do
jezgra dijela (sl. 5.9, A). Zbog
ovo u strukturi cementiranog sloja
mogu se razlikovati (od površine do
jezgra) tri zone (Sl. 5.9, b): zaev-
tektoid, koji se sastoji od perlita i
sekundarno stvaranje cementita
mrežica preko bivšeg austenitnog zrna; ev-
tektoid koji se sastoji od ploča-
Riža. 5.9. Promjena koncentracije go perlita; hipoeutektoidni - od per-
ugljik po dubini cementiranog lijeva i ferit. Količina ferita u
sloj (A) a uzorak mikrostrukture izvan ove zone kontinuirano se povećava,
užareni karburizirani sloj (b): visoka koncentracija ugpvro.
1 - hipereutektoid; 2 - eutektoid; ,* g ■/ g
h - Hipoeutektoidni Zooi D a (više od 1,2-1,3%) na površini
sloju nastaje gruba mreža cementita ili se cementit oslobađa u obliku iglica što negativno utječe na čvrstoću difuzijskog sloja.
Glavne vrste cementacije su čvrsta i plinska. Plinsko cementiranje je napredniji tehnološki proces od pougljičavanja u čvrstom stanju. Ima brojne prednosti u usporedbi s pougljičenjem u čvrstom rasugljivaču. U slučaju plinske cementacije moguće je dobiti zadanu koncentraciju ugljika u sloju; trajanje procesa je smanjeno; osigurana je mogućnost potpune mehanizacije i automatizacije procesa; Naknadna toplinska obrada dijelova uvelike je pojednostavljena, budući da se kaljenje može provesti izravno iz peći za karburizaciju.
Najkvalitetniji cementirani sloj dobiva se korištenjem prirodnog plina kao karburizatora, koji se gotovo u potpunosti sastoji od mješavine metana (ME) i propan-butana, kao i tekućih ugljikovodika. Glavna reakcija koja osigurava karburizaciju tijekom plinske karburizacije je 2CO - "C0 2 + C"; S„ -» yFe(C) (proces se provodi na
910-930 °C 6-12 sati).
Cementirani proizvodi svoja konačna svojstva dobivaju toplinskom obradom nakon cementiranja. Ovaj tretman je neophodan kako bi se ispravila struktura i pročistila zrnatost jezgre i cementiranog sloja, koja se neizbježno povećava tijekom dugotrajnog izlaganja visokoj temperaturi pougljičenja, kako bi se dobila visoka tvrdoća u cementiranom sloju i dobra mehanička svojstva jezgre.
U većini slučajeva, posebno kod obrade nasljedno sitnozrnatih čelika, koristi se kaljenje iznad Aci točke (jezgre) na 820-850 °C. Time se osigurava usitnjavanje zrna i potpuno otvrdnjavanje cementiranog sloja te djelomična rekristalizacija i usitnjavanje zrna jezgre.
Kod plinskog pougljičavanja, kaljenje se često koristi bez ponovnog zagrijavanja, već izravno iz peći za pougljičenje nakon hlađenja proizvoda na 840-860 °C. Ova obrada ne ispravlja strukturu cementiranog sloja i jezgre, pa se koristi samo za proizvode izrađene od nasljedno sitnozrnatih čelika.
Nakon karburizacije, toplinska obrada ponekad se sastoji od dvostrukog kaljenja i popuštanja. Za korekciju strukture jezgre propisano je prvo kaljenje (ili normalizacija) zagrijavanjem na 880-900 °C (iznad Ac 3 točke jezgre). Drugo otvrdnjavanje provodi se zagrijavanjem na 760-780 °C kako bi se uklonilo pregrijavanje cementiranog sloja i dala mu visoka tvrdoća. Nedostatak takve toplinske obrade je složenost tehnološkog procesa, mogućnost oksidacije i dekarbonizacije.
Završna operacija toplinske obrade cementiranih proizvoda je nisko kaljenje na 160-180 °C, čime se očvrsli martenzit u površinskom sloju pretvara u kaljeni martenzit, oslobađajući naprezanje i poboljšavajući mehanička svojstva.
Kao rezultat toplinske obrade, cementirani sloj trebao bi imati strukturu sitnoigličastog martenzita i izoliranih područja zaostalog austenita (15-20%) ili martenzita, zaostalog austenita i male količine viška karbida u obliku globula.
Tvrdoća na površini cementiranog sloja je unutar HRC ~ 58-62, au jezgri HRC ~ 30-45. Tijekom cementiranja često se ne kontrolira ukupna, već efektivna debljina sloja. Efektivna debljina odgovara zoni sloja od površine zasićenja do granice zone s tvrdoćom od HRC ~ 50 ili HV ~ 550. Debljina efektivnog sloja je 0,4-1,8 mm.
Nitriranje čelika. Nitriranje se naziva kemijska obrada, koja se sastoji u difuzijskom zasićenju površinskog sloja čelika dušikom kada se zagrijava u odgovarajućem okruženju. Nitriranje se primjenjuje na košuljice cilindara motora s unutarnjim izgaranjem, turbinske armature i brojne druge dijelove koji su podložni habanju na povišenim temperaturama u agresivnom okruženju. Tvrdoća sloja nitriranog čelika veća je od tvrdoće cementiranog sloja i održava se pri zagrijavanju na visoke temperature (450-500 °C), dok se tvrdoća cementiranog sloja, koji ima martenzitnu strukturu, održava samo do 200-225 °C.
Nitriranje se često provodi na 500-600 °C (nitriranje na niskim temperaturama). Feritni i austenitni čelici te vatrostalni metali (Ti, Mo i dr.) podvrgavaju se visokotemperaturnom nitriranju (600-1200 °C). Najčešće je plinsko nitriranje. Obično se provodi u hermetičkim komorama (retortama), u koje se amonijak dovodi određenom brzinom,
disocijacija reakcijom NH 3 ■ "*" N + / 2 H 2. Za smanjenje krtosti i uštedu amonijaka preporučuje se nitriranje u amonijaku razrijeđenom dušikom. Oslobođeni atomski dušik adsorbira se na površini metala i difundira u njegov kristal rešetka, tvoreći različite dušične faze. U legurama željeza s dušikom nastaju sljedeće faze: os-faza - čvrsta otopina dušika u a-fazi - dušikov austenit, koji nastaje na temperaturi iznad eutektoida; 591 ° C); y"-faza - čvrsta otopina na bazi željeznog nitrida Fe 4 N (5,7-6,1% N); B-faza - čvrsta otopina na bazi Fe2-3N nitrida (8,0-11,2% N).
Slijedom toga, u slučaju nitriranja na temperaturama ispod eutektoida, difuzijski sloj se sastoji od tri sloja: e + y" + os. Nositelj tvrdoće je donji os-sloj (zbog oslobađanja dispergiranih nitrida); y "-sloj je vrlo tanak, često se čak i ne može otkriti, ali S-sloj je slab i lomljiv.
U slučaju nitriranja na temperaturi iznad eutektoida, na primjer 650 °C, sloj na ovoj temperaturi sastoji se od sljedećih faza: e + y" + y + OS . Polaganim hlađenjem, dušični y-austenit se raspada u eutektoid:
Y -> oh. + y", a pri brzom hlađenju prolazi kroz martenzitnu transformaciju. U tom slučaju martenzitni podsloj odgovara maksimalnoj tvrdoći.
Kod nitriranja legiranih čelika nastaju legirane e- i y-faze. Legirni elementi W, Mo, Cr, Ti, V, otopljeni u feritu, povećavaju topljivost dušika u a-fazi i tvore posebne nitride MN, M 2 N (VN, TiN, Cr 2 N itd.). Istaloženi u fino raspršenom stanju, ovi nitridi pomažu u povećanju tvrdoće nitriranog sloja.
Posljednjih godina koristi se nitriranje s dodatkom plinova koji sadrže ugljik, koje se provodi na 570 ° C tijekom 1,5-3,0 sata u atmosferi koja sadrži 50% (vol.) Endogana i 50% (vol.) Amonijaka. Kao rezultat ove obrade formira se zona karbonitrida (Fe,M) 2 _ 3 (N,C) debljine 7-25 mikrona, koja ima manju krtost i veću otpornost na trošenje od čisto dušične e-faze ( Fe,M) 2 _ 3 N. Tvrdoća karbonitridnog sloja na legiranim čelicima HV 600-1100. Ukupna debljina sloja je 0,15-0,5 mm.
Ionsko nitriranje i karburizacija. Za aktiviranje procesa u plinovitom okruženju i na zasićenoj površini koristi se ionsko nitriranje. Time se postiže značajno smanjenje ukupnog vremena procesa (2-3 puta) i povećanje kvalitete nitriranog sloja. Ionsko nitriranje se provodi u čeličnom spremniku koji služi kao anoda. Katoda su nitrirani dijelovi. Plinoviti medij koji sadrži dušik prolazi kroz spremnik pod niskim tlakom. Najprije se površina koja se nitrira čisti katodnim raspršivanjem u razrijeđenom plinu koji sadrži dušik ili vodiku. Pri naponu od oko 1000 V i tlaku od 13,33-26,33 Pa ioni plina bombardiraju i čiste površinu katode (dijelova). Površina se zagrijava na temperaturu ne višu od 200 °C. Zatim se postavlja način rada: napon 300-800 V, tlak 133,3-1333 Pa, specifična snaga 0,7-1 W/cm 2. Površina dijela se zagrijava na potrebnu temperaturu (450-500 °C) kao rezultat bombardiranja pozitivnim ionima plina. Ione dušika apsorbira površina katode (dijela), a zatim difundiraju dublje. Paralelno s tim odvija se proces katodnog raspršivanja površine, što omogućuje nitriranje teško nitrirajućih legura, koje se spontano prekrivaju zaštitnim oksidnim filmom, koji sprječava prodor dušika tijekom konvencionalnog nitriranja.
Uz ionsko nitriranje koristi se i ionsko cementiranje. Ionsko pougljičenje zahtijeva visoku temperaturu površinskog zagrijavanja (900-1050 °C), što se postiže povećanjem specifične snage ili korištenjem dodatnog vanjskog zagrijavanja pougljičenih dijelova.
Tijekom ionske cementacije i ionskog nitriranja uočava se ubrzanje procesa difuzije, osobito u početnoj fazi, te se smanjuje volumen.
kratko trajanje zasićenja u usporedbi s tradicionalnim metodama karburizacije i nitriranja.
Istodobno zasićenje čelične površine dušikom i ugljikom. Brojna su istraživanja pokazala da u nekim slučajevima zajedničko difuzijsko zasićenje čelika dušikom i ugljikom ima određene prednosti. Dakle, dušik pospješuje difuziju ugljika, pa se temperatura zasićenja difuzijom može smanjiti na 850 °C. Ovaj proces se naziva nitrokarburizacija, budući da je početni medij smjesa plina za cementiranje i amonijaka. Trajanje procesa je 4-10 sati. Glavna svrha nitrokarburizacije je povećanje tvrdoće i otpornosti na habanje.
U usporedbi s karburizacijom, nitrokarburizacija ima niz značajnih prednosti. Kada se austenit legira s dušikom, temperatura α5=^y-transformacije se smanjuje, što omogućuje provođenje procesa zasićenja na nižim temperaturama. Istodobno, u prisutnosti dušika, difuzijska pokretljivost ugljika u austenitu naglo se povećava. Brzina rasta nitrokarburiziranih i cementiranih slojeva gotovo je ista, iako je temperatura nitrokarburizacije gotovo 100 °C niža. Smanjenje temperature zasićenja bez povećanja trajanja procesa omogućuje smanjenje deformacije obrađenih dijelova i smanjenje zagrijavanja opreme peći. Gotovo ista oprema se koristi za karburizaciju plinom i nitrokarburizaciju.
Za nitrokarburizaciju legiranih čelika koristi se kontrolirana endotermna atmosfera u koju se dodaje 1,5-5,5% (vol.) prirodnog plina i 1,0-3,5% (vol.) amonijaka. Nakon nitrokarburizacije slijedi kaljenje izravno iz peći, rjeđe nakon ponovnog zagrijavanja. Nakon stvrdnjavanja provodi se kaljenje na 160-180 °C.
Pod optimalnim uvjetima zasićenja, struktura nitrokarburiziranog sloja sastoji se od fino igličastog martenzita, male količine finih, ravnomjerno raspoređenih karbonitrida i 25-30% zadržanog austenita.
Tvrdoća sloja nakon kaljenja i niskog kaljenja je HRC ~ 58-60, HV -570-690. Debljina nitrokarburiziranog sloja je 0,2-0,8 mm. Nitrokarburizacija se obično primjenjuje na dijelove složenih oblika, kao što su zupčanici.
Istodobno zasićenje čelika ugljikom i dušikom također se događa tijekom cijanizacije u rastaljenim solima koje sadrže natrijev cijanid na 820-860 °C. Međutim, toksičnost rastaljenih soli je ozbiljan nedostatak koji sprječava provedbu ovog procesa.
Rješenje problema može se smatrati razvijenim na Moskovskoj višoj tehničkoj školi nazvanoj. N. E. Bauman proces karbonitracije (autori D. A. Prokoškin, A. V. Supov i dr.). Za dobivanje aktivne taline koristi se kalijev cijanat. Na temperaturi zagrijavanja i taljenja u atmosferskim uvjetima dolazi do oksidacije.
redukcija kalijevog cijanata prema reakciji 2KNCO + 0 2 = K 2 CO e + CO + H 2. Na temperaturama nižim od 600 °C ugljikov monoksid se raspada prema reakciji 2CO = C0 2 + C at. Za intenziviranje procesa karbonitracije koristi se propuhivanje zraka. Trajanje izlaganja na temperaturi zagrijavanja u talini kreće se od nekoliko minuta do nekoliko sati. Kao rezultat karbonitacije (temperatura taline 530-570 °C, vrijeme držanja 5-30 minuta), trajnost alata od brzoreznog čelika povećava se 1,5-4 puta.
Kao što slijedi iz razmatranja eksperimentalnih podataka (slika 3) i jednadžbe (I, 1), pri niskim koncentracijama difuzijskog elementa, D ima gotovo konstantnu vrijednost jednaku vrijednosti D do o (pri koncentraciji "nulta") . Dakle, promjena koncentracije ugljika od 0 do 3% (atomski) dovodi do povećanja D od 12-10 -7 do 14,3-10 -7 cm 2 /sek, što je unutar točnosti eksperimenta.
Ovisnost koeficijenta difuzije o temperaturi izražena je jednadžbom
gdje je I apsolutna temperatura, a R plinska konstanta.
Očito je da je vrijednost D pri određenoj temperaturi određena dvjema konstantama: D 0 i Q, te će se ovim veličinama posvetiti posebna pozornost. Veličinu Q nazivamo toplinom ili aktivacijskom energijom difuzije. Toplina difuzije izravno je povezana s energijom kristalne rešetke: njezina će vrijednost biti veća što je veća energija vezanja atoma koji difuzira s kristalnom rešetkom medija. Prema teorijskim i eksperimentalnim istraživanjima, za slučaj samodifuzije čistih metala, aktivacijska energija iznosi oko 0,7 (za lice u središtu) i 0,9 (za tijelo u središtu) energije vezanja kristalne rešetke.
Konstanta jednadžbe D0 (tzv. predeksponencijalni faktor) nema tako očito fizičko značenje i varira u vrlo širokom rasponu. Prema nekim podacima, ona je u određenoj ovisnosti o toplini difuzije. Međutim, na primjer, u slučaju različitih modifikacija željeza, s gotovo identičnim vrijednostima energije samodifuzije, vrijednost D 0 za Fe a je 2,3 10 3, za Fe y -5,8 cm 2 /sec,
povećan sadržaj točkastih i drugih nesavršenosti u kristalnoj strukturi u graničnim slojevima, što bi trebalo dovesti do lakših difuzijskih kretanja.
Difuzija legirajućih elemenata
Procesi faznih transformacija povezani su s kretanjem legirajućih elemenata u feritu i austenitu. Stoga, da bismo razumjeli razloge utjecaja legirajućih elemenata, potrebno je proučiti kvantitativne karakteristike procesa difuzije. Trenutno postoji malo podataka u ovom području, ako izuzmemo vrijednosti dobivene u nestriktnim uvjetima tijekom difuzijske zasićenosti (kemijsko-termalna obrada). Netočnost studije u ovom slučaju određena je uvođenjem varijable koja nije uzeta u obzir u izračunu: promjene u koncentraciji difuzijskog elementa u površinskom sloju tijekom procesa difuzije. Dolje prikazani podaci dobiveni su u uvjetima potpune usklađenosti eksperimentalnih uvjeta s uvjetima za izvođenje proračunskih jednadžbi.
Detaljno je proučavana difuzija molibdena u feritu i austenitu. Označimo koeficijent difuzije u feritu D f i u austenitu D A .
Kao i u slučaju samodifuzije željeza, koeficijent difuzije u feritu premašuje koeficijent difuzije za austenit uglavnom zbog predeksponencijalnog faktora D 0. Dakle, na 1260 ° D f je 80 puta veći od D A, a na 925 ° je 90 puta veći. atom), ali povećava vrijednost D 0 s 0,068 na 0,091, ubrzavajući difuziju molibdena u austenitu.
Proučavana je difuzija kroma.
Kao i u slučaju molibdena, koeficijent difuzije kroma u feritu premašuje koeficijent difuzije u austenitu. Ovisnost difuzije kobalta i volframa o temperaturi.
Temperaturna ovisnost koeficijenata difuzije ovih elemenata prikazana je na sl. jedanaest.
Uvođenje 0,8% C u austenit dovodi do smanjenja topline difuzije za krom sa 97 000 na 75 000 cal/g-atom; za kobalt od 104.000 do 80.000 cal/g-atom: za volfram od 90.000 do 75.000 cal/g-atom. Ovi podaci mogu ukazivati na slabljenje veznih sila u austenitu nakon uvođenja ugljika.
Uz značajnu razliku u vrijednostima D 0 i Q, apsolutne vrijednosti konstanti difuzije u austenitu za krom, kobalt i volfram ispadaju vrlo bliske. S difuzijom u feritu u području od 700-800 °, opaža se značajna razlika: D za kobalt je 10-20 puta veći od koeficijenta difuzije kroma. Volfram zauzima srednji položaj.
Proučavana je difuzija nikla i mangana u austenitu
Uvođenje 0,6% C smanjuje toplinu difuzije nikla u austenitu na 65 500 cal/g-atom, a dodavanje 0,35% C smanjuje
2 M. E. Blanter
toplina difuzije mangana do 61 000 cal/g-atom. U tom se slučaju D0 povećava, a koeficijent difuzije nikla i mangana u austenitu pod utjecajem ugljika povećava se nekoliko puta.
Proučavana je temperaturna ovisnost koeficijenta difuzije silicija u Fe a.
Uvođenjem trećih elemenata mijenja se vrijednost difuzijskih konstanti. Gore je pokazano da se uvođenjem ugljika značajno smanjuju topline samodifuzije Fe i difuzije kroma, kobalta i volframa u austenitu. Uvođenje ugljika također povećava vrijednost koeficijenta difuzije molibdena, nikla i mangana. Kao što je pokazano u istraživanju difuzije kroma u željezu, uvođenje treće komponente u količini od 1% (atomske) značajno mijenja vrijednost topline difuzije.
Takav učinak uvođenja trećih elemenata može biti povezan sa slabljenjem međuatomskih veznih sila, što može dovesti do smanjenja topline aktivacije procesa difuzije i stvaranja dodatnih točkastih nesavršenosti (vidi dolje), što dovodi do Osim toga, do povećanja vrijednosti predeksponencijalnog faktora.
Difuzija ugljika
Ovaj proces ima glavnu ulogu u pougljičavanju i većini transformacija čelika. Stoga je proces difuzije ugljika proučavan u mnogim studijama. Temeljni nedostatak većine dosad provedenih studija, posebice zasićenja površine ugljikom, je neslaganje između uvjeta za integraciju izračunatih jednadžbi i stvarnih uvjeta za odvijanje procesa difuzije. U tim se slučajevima možda samo toplina difuzije Q pokazuje bliskom stvarnoj.
Difuzija ugljika u čelik. O kvantitativnim karakteristikama difuzije ugljika u željezo prikupljeni su brojni podaci. Koeficijent difuzije ugljika u a-željezu je više nego jedan red veličine veći nego u g-željezu, koje ima mnogo gušće zbijenu rešetku. Difuzija ugljika u feritu omogućuje pojavu takvih niskotemperaturnih procesa kao što su koagulacija i sferoidizacija karbida u žarenom čeliku, stvaranje karbida tijekom kaljenja kaljenog čelika, grafitizacija itd. Međutim, karburizacija na temperaturama postojanja a-željeza ne provodi se zbog zanemarive topljivosti ugljika u ovoj fazi . Cementiranje se provodi na temperaturama od 920-950 oC i više, pri kojima je čelik u austenitnom stanju. Koncentracijska ovisnost koeficijenta difuzije ugljika u austenitu izražava se jednadžbom: Dc=(0,07 + 0,06C%)e -32000/RT Ili prema drugim podacima: Dc=(0,04 + 0,08C%)e -31350/RT. . Iz navedenih ovisnosti proizlazi da koeficijent difuzije ugljika u austenitu raste s povećanjem sadržaja ugljika u čeliku. To je očito zbog povećanja izobličenja kristalne rešetke austenita i termodinamičke aktivnosti ugljika. Legirni elementi imaju značajan utjecaj na difuziju ugljika u austenitu, što je povezano s izobličenjem kristalne rešetke, promjenama energije međuatomske veze u čvrstoj otopini i termodinamičkom aktivnošću ugljika. Rezultati istraživanja utjecaja legirajućih elemenata na koeficijent difuzije ugljika u austenitu pri 1100°C prikazani su na slici 1. Na drugim temperaturama mijenja se utjecaj nekih elemenata na koeficijent difuzije ugljika u austenitu. elementi koji tvore karbid obično usporavaju, a elementi koji ne tvore karbid ubrzavaju difuziju ugljika. Međutim, treba napomenuti da ova generalizacija zahtijeva značajno pojašnjenje. Na primjer, silicij povećava koeficijent difuzije ugljika u austenitu na niskim temperaturama (ispod 950 °C), što je u skladu s idejom silicija kao elementa koji ne stvara karbid koji iskrivljuje kristalnu rešetku austenita i, kao kao rezultat, ubrzava difuziju. O kvantitativnim karakteristikama difuzije ugljika u željezo prikupljeni su brojni podaci. Koeficijent difuzije ugljika u a-željezu je više nego jedan red veličine veći nego u g-željezu, koje ima mnogo gušće zbijenu rešetku. Difuzija ugljika u feritu omogućuje takve niskotemperaturne procese kao što su koagulacija i sferoidizacija karbida u žarenom čeliku, stvaranje karbida tijekom kaljenja kaljenog čelika, grafitizacija itd. e. Međutim, cementacija na temperaturama na kojima postoji a-željezo ne dolazi zbog zanemarive topljivosti ugljika u ovoj fazi. Cementiranje se provodi na temperaturama od 920-950 oC i više, pri kojima je čelik u austenitnom stanju. Koncentracijska ovisnost koeficijenta difuzije ugljika u austenitu izražava se jednadžbom: Dc=(0,07 + 0,06C%)e -32000/RT Ili prema drugim podacima: Dc=(0,04 + 0,08C%)e -31350/RT. .
Slajd 4 iz prezentacije “Kemijsko-termički tretman”Dimenzije: 720 x 540 piksela, format: .jpg. Da biste besplatno preuzeli slajd za korištenje u nastavi, desnom tipkom miša kliknite sliku i kliknite "Spremi sliku kao...". Cijelu prezentaciju “Kemijsko-toplinska obrada.ppt” možete preuzeti u zip arhivi veličine 473 KB.
Zagrijavanjem na temperature bliske solidusu, cementit u bijelom lijevanom željezu se raspada na svoje izvorne komponente: željezo i ugljik.
Fe3C → Fe + C.
Način žarenja može biti drugačiji. Tijekom izlaganja na temperaturi od 1000 ºC, eutektički cementit se raspada i dobiva se perlitni temperani lijev (slika 73, mod A). Ako se žarenje provodi u dvije faze, prvo se održava malo ispod 1147 ºC, a zatim malo ispod temperature transformacije perlita, tada će se u prvoj fazi razgraditi eutektički cementit, au drugoj - cementit uključen u perlit (Sl. 73, način b). Ovim se načinom dobiva feritno temperirano lijevano željezo, najmekše i najduktilnije (vidi sl. 74, A). Žarenje temperanog lijeva je dugotrajan postupak, traje do 70-80 sati. Stoga je kovan lijev najskuplji.
Riža. 74. Feritni (A) i perlit (b) kovan lijev
Označavanje temperanog lijevanog željeza prema GOST 1215-92 uključuje karakteristike ne samo čvrstoće, već i duktilnosti. Na primjer, KCh45-7 znači nodularni lijev s vlačnom čvrstoćom od 450 MPa (45 kg/mm2) i istezanjem od 7%. Ali unatoč povećanoj duktilnosti materijala, naziv "kovak" je uvjetan; ne može se krivotvoriti.
Kovan lijev koristi se za male dijelove koji rade s vibracijama i udarima: kuke, nosači, karteri, glavčine itd.
Predavanje 12
Toplinska obrada čelika
Toplinska obrada – skup operacija zagrijavanja i hlađenja u cilju promjene strukture i svojstava legure u željenom smjeru.
razlikovati jačanje toplinska obrada, koja povećava tvrdoću, čvrstoću i otpornost na habanje, i omekšavanje obrada koja povećava plastična svojstva i žilavost, ali smanjuje tvrdoću i otpornost na deformaciju i lom.
Obje mogućnosti toplinske obrade naširoko se koriste za čelične proizvode.
Svaki postupak toplinske obrade može se grafički prikazati u obliku krivulje u koordinatama "temperatura - vrijeme", uključujući dijelove grijanja, držanja i hlađenja. Glavni parametri koji određuju rezultat toplinske obrade su: temperatura zagrijavanja t n, vrijeme držanja tv i brzina hlađenja v cool (Slika 75).
Toplinska obrada čelika temelji se na faznim transformacijama koje se događaju kada se zagrijava iznad kritičnih temperatura i hladi različitim brzinama.
Transformacije pri zagrijavanju čelika
Počele su se označavati temperature transformacije ili kritične točke tijekom zagrijavanja (slika 76):
· 
početak transformacije ferita u austenit (Fea ® Feg) – Ac 1 (ove točke se nalaze na liniji PSK);
· završetak transformacije ferita u austenit (Fea ® Feg) – Ac 3 (ove točke leže na pravcu G.S.);
· završetak otapanja cementita u austenitu – Prisp(točke su na liniji S.E.).
Bodovi A 2 odnosi se na magnetsku, a ne na faznu transformaciju, koju ovdje ne razmatramo.
Napominjemo da bodovi Ac 3 i Prisp– različito za svaki čelik, točka Ac 1 – jedan za sve ugljične čelike: 727 °C.
Označavanje kritičnih točaka slovom " A" dolazi od francuske riječi " odvodnik» – “stop” (platforma na krivulji hlađenja). indeks " c" znači prvo slovo francuske riječi " šofer» – toplina; kod hlađenja čelika, iste točke označene su indeksom " r» (« refroidir» – cool): Ar 3, Ar 1.
Razmotrimo transformacije koje se događaju tijekom zagrijavanja eutektoidni čelik(sl. 76, kompozicija 1-1).
Grijanje od sobne temperature do linije PSK ne dovodi do promjena u strukturi; ostaje perlitan. Kad se postigne temperatura Ac 1 = 727 °C počinje transformacija perlita u austenit. U feritnim područjima, na granicama između ferita i cementita, pojavljuju se jezgre nove faze - austenita (sl. 77, A). Kristalna rešetka željeza preuređena je iz kubika s centrom tijela u kubik s centrom na licu: Fea ® Feg. Poticaj pretvorbe je razlika u slobodnoj energiji nove i stare faze: pri povišenim temperaturama g-željezo ima manju rezervu slobodne energije i ravnotežna je faza. Transformacija se događa difuzijskim mehanizmom zbog dodavanja sve više i više atoma željeza rastućem kristalu austenita. Cementit se postupno otapa u nastalim zrncima austenita.
Za eutektoidni čelik Ac 3 = Ac 1 = 727 °C, tj. transformacija počinje i završava na istoj temperaturi. (Energija primljena tijekom zagrijavanja troši se na formiranje novog sučelja.)
Daljnje zagrijavanje od Ac 3 do solidusa ne dovodi do faznih transformacija, ali s porastom temperature zrno austenita raste (sl. 77, b, V). To se objašnjava činjenicom da je u krupnozrnatoj strukturi površina granica zrna manja, pa je stoga manja i površinska energija, tj. krupnozrnasta struktura je termodinamički stabilnija. Istodobno se zbog difuzije izjednačava sadržaj ugljika u čvrstoj otopini (neposredno nakon pretvorbe bivša feritna i cementitna područja jako se razlikuju po koncentraciji ugljika).
Prilikom zagrijavanja hipoeutektoidnog čelika (slika 76, sastav 2-2), iste se transformacije događaju u područjima perlita pri temperaturi Ac 1 = 727 °C. Zatim, kako se temperatura povećava na Ac 3, višak ferita postupno se pretvara u austenit nukleacijom i rastom novih faznih zrnaca. Daljnje zagrijavanje prati izjednačavanje koncentracije ugljika zbog difuzije i rasta zrna austenita.
Kod zagrijavanja hipereutektoidnog čelika (slika 76, sastav 3-3) postoji jedna razlika: u rasponu od Ac 1 do Prisp Višak cementita otapa se u austenitu.
Zrna austenita i svojstva čelika
Nekoliko austenitnih zrna nukleira u svakoj perlitnoj koloniji, pa zagrijavanjem zrnca postaju pročišćena. Ali važno je zapamtiti da će zagrijavanje na previsoke temperature neizbježno dovesti do njegovog rasta. U tom slučaju mogu se pojaviti dvije vrste kvarova:
A) Pregrijavanje– grublje zrna austenita iznad točke dopuštene radnim uvjetima dijela. Pregrijani čelik ima smanjenu duktilnost i žilavost. Ali ovaj se nedostatak može ispraviti ponovnim zagrijavanjem na normalne temperature.
b) Izgorjeti– oksidacija i taljenje granica zrna na temperaturama blizu solidusa. Pojava oksida na granicama austenitnih zrna nepopravljiv je nedostatak; takav čelik ima lom poput kamena i vrlo visoku krhkost. Poslana je na topljenje.
Svi čelici ne rastu zrna istom brzinom kada se zagrijavaju. U čelicima deoksidiranim silicijem i manganom opaža se vrlo brz rast zrna austenita tzv prirodno krupnozrnast. I čelici, također deoksidirani aluminijem, jesu prirodno sitnozrnati: do 1000–1100 °C, zrno u njima gotovo ne raste.
Veličina zrna utječe na sva mehanička svojstva čelika, ali posebno snažno na udarnu čvrstoću. KCU. Što je veće zrno austenita prije kaljenja, to je veća vjerojatnost pojave pukotina tijekom kaljenja. A u radu će takav čelik biti manje pouzdan od fino zrnatog čelika.
Veličina zrna jedan je od najvažnijih kontrolnih pokazatelja kvalitete toplinske obrade. Procjenjuje se brojem ili točkom ljestvice prema GOST-u metalografskom metodom, uspoređujući strukturu vidljivu u mikroskopu sa standardnom ljestvicom.
Transformacije austenita tijekom hlađenja
Fazni dijagrami konstruirani su za ravnotežno, vrlo sporo hlađenje. Ali u praksi toplinske obrade brzina hlađenja je uvijek konačna. Povećanjem brzine hlađenja raste i stupanj pretjeranog hlađenja austenita D t, tj. transformacija austenita počinje na temperaturi sve nižoj od ravnotežne. Ovdje se opaža isti obrazac kao i tijekom kristalizacije.
Ovisi o stupnju hipotermije ne samo protok, već i mehanizam transformacije prehlađenog austenita, a time i strukturu i svojstva njegovih proizvoda.
U pravilu, hlađenje se provodi kontinuirano, ali studija kinetika transformacija (tijek procesa kroz vrijeme) je pogodnija u izotermna uvjetima (pri konstantnoj temperaturi). Stoga svaki čelik ima svoje dijagram izotermne transformacije austenita
u koordinatama “temperatura – vrijeme”. Ona se također zove
Grafikon u obliku slova C(prema obliku krivulja). Konstrukcija se provodi eksperimentalno, mijenjanjem bilo kojih svojstava, obično magnetskih. Dijagram u obliku slova C za eutektoidni čelik (0,8% C) prikazan je na sl. 78.
Riža. 78. Dijagram izotermne transformacije austenita za čelik s 0,8% C
Dvije krivulje u obliku slova "C" pokazuju početak (krivulja a- a) i završetak (krivulja b- b) transformacija austenita u druge strukture. Lijevo od linije a- a postoji područje prehlađenog austenita. Kao što se može vidjeti iz dijagrama, životni vijek austenita na temperaturama ispod Ar 1 varira i ovisi o stupnju hipotermije. Minimalna stabilnost austenita javlja se na »550 °C: vrijeme prije početka transformacije je samo 1 sekunda. Na 700 °C to vrijeme iznosi 10 s, a na 300 °C već 60 s. Desno od linije b- b– područje produkata transformacije koji su u ravnoteži pri određenim temperaturama.
Difuzijska (perlitna) transformacija prehlađenog austenita.
U temperaturnom području 727–550 °C (slika 78, područje I) proces razgradnje austenita odvija se difuzijom zbog preraspodjele ugljikovih atoma u čvrstoj otopini. Prirodne fluktuacije sadržaja ugljika u volumenu svakog zrna austenita događaju se cijelo vrijeme, ali iznad temperature A 1 ne dovode do faznih transformacija. Ispod kritične točke A 1 austenit postaje termodinamički nestabilan. Stoga, čim se u zrnu austenita pojavi područje s povećanom koncentracijom ugljika, u tom području odmah nastaje kristal nove faze, cementita. U pravilu se to događa na granicama zrna, gdje je nukleacija i rast nove faze olakšan povećanim defektima u rešetki. Atomi ugljika iz susjednih regija vežu se za rastući kristal cementita, a polimorfna transformacija se događa u tim regijama osiromašenim ugljikom
Feg ® Fea. Tako nastaju jezgre bezugljične faze — ferita.
Rastući kristal ferita odbija atome ugljika koji se ne mogu integrirati u njegovu rešetku, pa se pokraj njega pojavljuje područje obogaćeno ugljikom, gdje nastaje još jedan kristal cementita (vidi sl. 79, b).
Nastali kristali ferita i cementita imaju lamelarni oblik i rastu paralelno jedni s drugima u oba smjera od granice zrna. U isto vrijeme, kolonije perlita nukleiraju se u drugim područjima austenitnog zrna (Sl. 79, V). Difuzijska transformacija se nastavlja sve dok početna faza, austenit, potpuno ne nestane (sl. 79, G). Ukratko se ovaj proces može napisati na sljedeći način:
A0.8 ® F0.02 + C6.69, ili A0.8 ® P0.8.
Riža. 79. Nukleacija i rast kolonija perlita u austenitu
Što je veća brzina hlađenja, to je veći stupanj prehlađenja austenita i to se više kristala novih faza pojavljuje po jedinici volumena svake sekunde (kao tijekom kristalizacije). Stoga, što je niža temperatura transformacije austenita u feritno-cementitnu smjesu, to su ploče tih ravnotežnih faza manje. Njihova se vrijednost procjenjuje prosječnom ukupnom debljinom D susjednih feritnih i cementitnih ploča, koja se naziva međupločni razmak(Slika 80).
Proizvodi pretvorbe perlita prema veličini zrna (ili prema disperzija strukture) konvencionalno se dijele na perlit, sorbitol I Troostitis. Mehanička svojstva ovise o veličini zrna: tvrdoća i čvrstoća čelika se povećava usitnjavanjem produkata difuzijske razgradnje, a smanjuje se duktilnost i žilavost (tablica 2). Sorbitol ima optimalnu kombinaciju plastičnosti i viskoznosti.
Naslovi sorbitol I Troostitis dolaze od imena znanstvenika Sorbyja i Troosta, koji su proučavali te strukture.
Budući da se u svakom austenitnom zrnu pojavljuje nekoliko kolonija perlita, očito je da tijekom transformacije perlita također dolazi do usitnjavanja zrna čelika.
tablica 2
Produkti difuzijske transformacije austenita
Struktura
Temperatura
obrazovanje,°C
Interlaminarno
udaljenost, µm
Tvrdoća,HB
Troostitis
Predavanje 13
Bezdifuzijska (martenzitna) transformacija prehlađenog austenita.
Sniženjem temperature smanjuje se koeficijent difuzije ugljika u željezu. Pri visokoj brzini hlađenja moguće je prehladiti austenit do temperature na kojoj praktički ne dolazi do difuzije. Za eutektoidni čelik to je približno 250 °C. Ispod 250 °C, u području III, transformacija prehlađenog austenita odvija se prema mehanizmu bez difuzije (slika 81).
Riža. 81. Dijagram izotermne transformacije austenita za čelik s 0,8% C
Horizontalne linije koje ograničavaju ovo područje prikazane su na dijagramu Mn i Mk. Mn je početna temperatura, a Mk krajnja temperatura bezdifuzijske transformacije.
Za prehlađenje austenita na temperaturu Mn potrebno je postići brzinu hlađenja veću od vrijednosti V kr. V kr je najmanja brzina pri kojoj se austenit ne raspada difuzijom u feritno-cementitnu smjesu. Geometrijski, ovo je tangenta na krivulju početka opadanja (na liniju a- a).
Austenit prehlađen do točke Mn prolazi kroz polimorfnu transformaciju Feg ® Fea, koja se odvija bez difuzije, tj. nije praćena preraspodjelom ugljikovih atoma. Transformacija se razvija prema smicanje mehanizam: zbog istodobnog pomicanja svih atoma kristalne rešetke željeza duž određenih ravnina na udaljenost manju od međuatomske. U tom se slučaju mijenja vrsta rešetke, ali susjedni atomi ostaju susjedni. Sav ugljik otopljen u g-željeznoj rešetki ostaje nakon transformacije u a-željeznoj rešetki.
Možete figurativno zamisliti razliku između difuzijske i nedifuzijske transformacije na sljedeći način. Ako zapovjednik zapovjedi vojnicima koji stoje u redovima: “Voljno! Raspršiti! - onda će svaki od njih ići svojim putem, bez obzira na druge. Sustav će se pokvariti, susjedi koji stoje u blizini naći će se daleko jedni od drugih. Ovo je difuzijska transformacija. Ako je zapovijed glasila: “Dva koraka naprijed! Lijevo!" - tada će svi vojnici zakoračiti i okrenuti se u isto vrijeme. U tom će se slučaju cijeli sustav prebaciti na novo mjesto, zadržavajući isti red, a susjedi će ostati susjedi. Ovo je transformacija bez difuzije.
Kao rezultat transformacije bez difuzije, plošno centrirana kubična rešetka austenita se rekonstruira u tijelo centriranu. Ali budući da sav ugljik prisutan u čeliku ostaje u ovoj rešetki (u 
u ovom slučaju 0,8%), tada se svaka elementarna stanica a-željeza iskrivi, razvuče i postane tetragonalna od kubične (slika 82). Mjera izobličenja rešetke je tzv tetragonalnost– omjer visine jedinične ćelije c na stranu baze a. Tetragonalnost S/A raste s povećanjem sadržaja ugljika u čvrstoj otopini.
Tako dobivena struktura je prezasićena čvrsta otopina ugljika u tetragonalnoj rešetki a-željeza i naziva se martenzit.
(Ime je dano u čast njemačkog znanstvenika A. Martensa.)
Kristal martenzita ima oblik ploče, sličan konveksnoj leći. Prva martenzitna ploča koja se formira u austenitnom zrnu ograničena je veličinom ovog zrna; sljedeće formirane ploče se međusobno ne sijeku i ne prelaze granice austenitnih zrna, tj. imaju manju veličinu (slika 83). Očito je da tijekom martenzitne transformacije, kao i tijekom perlitne transformacije, također dolazi do usitnjavanja zrna čelika.
Riža. 83. Formiranje martenzitnih ploča
Martenzit ima vrlo visoku tvrdoću: s udjelom ugljika od 0,8% iznosi 65 HRC (670 NV), a istezanje i udarna čvrstoća su blizu nule. Martenzit je krhka struktura, ne deformira se plastično i ne može se obrađivati reznim alatom.
Visoka tvrdoća martenzita objašnjava se jakim ojačanjem zbog istovremenog djelovanja sva četiri mehanizma kočenja pokretnih dislokacija.:
1) prezasićena čvrsta otopina ugljika u željezu;
2) deformacijsko otvrdnjavanje koje nastaje tijekom rasta kristala martenzita;
3) mljevenje žitarica;
4) dispergirane čestice cementita Fe3C (kod visokougljičnih čelika).
Najveći doprinos ojačanju dolazi od izobličenja kristalne rešetke a-željeza uvedenim atomima ugljika. Iz toga slijedi da će tvrdoća martenzita biti veća što više ugljika sadrži (tablica 3).
Tablica 3
Tvrdoća martenzita s različitim sadržajem ugljika
Tvrdoća, HRC
Martenzitne ploče nastaju ogromnom brzinom, jednakom brzini zvuka u čeliku (»5 km/s). Ponekad postoji zvučni efekt. Karakteristična značajka martenzitne transformacije: razvija se samo kontinuiranim hlađenjem do točke Mk. S povećanjem udjela ugljika padaju temperature točaka Mn i Mk, a martenzitna transformacija prelazi u područje nižih temperatura (sl. 84).
Riža. 84. Ovisnost početne i završne temperature
martenzitna transformacija na sadržaj ugljika u čeliku
To znači da se u stvarnim uvjetima toplinske obrade ne prolazi cijeli martenzitni interval: obično se hlađenje provodi do temperature u radionici, tj. do »20 °C. Stoga martenzitna transformacija u čelicima koji sadrže više od 0,6% C ne doseže dovršenost, a određena količina austenita ostaje u čeliku nakon kaljenja. On je pozvan zadržani austenit.
Količina zadržanog austenita u kaljenom čeliku ovisi o njegovom sadržaju ugljika i temperaturi rashladnog medija. Može iznositi nekoliko postotaka za visokougljične čelike i nekoliko desetaka postotaka za legirane čelike.
Da bi zaostali austenit nestao, alatni (visokougljični) čelici se tretiraju hladnim.
Intermedijarna (bainitna) transformacija prehlađenog austenita. U rasponu od 500–250 °C (slika 81, regija II) dolazi do srednje transformacije koja počinje difuzijskim procesima, a zatim se nastavlja bez difuzije, poput martenzita.
Međupretvorba počinje difuzijom ugljika, uslijed čega u austenitu nastaju područja obogaćena i osiromašena ugljikom. Tada se u područjima siromašnim ugljikom proces odvija bez difuzije, kao tijekom stvaranja martenzita (budući da temperatura početka martenzitne transformacije Mn raste sa smanjenjem udjela ugljika u čvrstoj otopini) . U područjima austenita bogatim ugljikom nastaju sitni kristali cementita.
Rezultat je struktura koja se sastoji od tankih iglica ferita (ili niskougljičnog martenzita, budući da je sadržaj ugljika u njemu "0,1%) i malih čestica cementita. To se zove bainit i ima mehanička svojstva posredna između svojstava martenzitne i perlitne strukture: 370–450 HB.
Transformacije tijekom zagrijavanja martenzita
Martenzit je neravnotežna struktura. Atomi ugljika ugrađeni u kristalnu rešetku a-željeza stvaraju unutarnje naprezanja. Svaki takav atom je točkasti defekt. Osim toga, martenzit ima visoku gustoću dislokacija (109-1012 cm-2). Stoga martenzit ima povećanu rezervu unutarnje energije. Na sobnoj temperaturi može trajati neograničeno dugo, ali čim zagrijavanje atomima ugljika da dodatnu energiju potrebnu za difuziju, počinje transformacija martenzita u ravnotežnije faze.
Kada se martenzit zagrijava, ugljik se oslobađa iz a-krute otopine, stvarajući cementit Fe3C. Martenzit se raspada u smjesu ferit-cementit. Ovisno o temperaturi i vremenu transformacije mogu se pojaviti strukture sorbitola i troostita. Imaju granularnu, a ne lamelarnu strukturu, za razliku od sorbitola i troostita, dobivenih razgradnjom prehlađenog austenita (slika 85).
Riža. 85. Mikrostruktura lamelarnih i zrnatih feritno-cementitnih smjesa
Dakle, kada se martenzit zagrijava, događaju se sljedeći procesi:
1) smanjenje sadržaja ugljika u martenzitu i stvaranje cementita;
2) smanjenje unutarnjih naprezanja;
3) rast čestica cementita;
4) transformacija zadržanog austenita u martenzit (kod čelika s udjelom ugljika > 0,6%, kao i kod legiranih čelika).
Predavanje 14
Glavne vrste toplinske obrade čelika
Žarenje
Žarenje je toplinska obrada omekšavanja.
Žarenje ja Nekako zove se zagrijavanje čelika s neravnotežnom strukturom kao rezultat prethodne obrade do (ili ispod) temperature fazne transformacije.
Obično je uzrok pojave neravnotežne strukture hladna obrada ili ubrzano hlađenje nakon vruće obrade. Temperaturni režim žarenja tipa I nije povezan s faznim transformacijama u čeliku.
Cilj: Prebacite čelik u stabilnije, ravnotežno stanje.
Primjer: rekristalizacijsko žarenje za uklanjanje otvrdnuća; omekšavanje žarenje za poboljšanje obradivosti rezanjem (također se naziva nizak).
Žarenje II Nekako naziva se zagrijavanje čelika iznad temperature fazne transformacije nakon čega slijedi sporo hlađenje (zajedno s peći).
Cilj: Postignite stabilno, ravnotežno stanje (kao na dijagramu).
Sorte:
1) Potpuno žarenje hipoeutektoidnih (konstrukcijskih) čelika provode se s ciljem potpune fazne rekristalizacije.
Da biste to učinili, čelik se zagrijava 30-50 ° iznad kritične točke As 3 (tj. linije G.S.) i nakon kratkog izlaganja polako ohladiti. U praksi se dijelovi hlade zajedno s peći brzinom od 30-100 °C/h (slika 86).
Zagrijavanjem ferit i perlit hipoeutektoidnog čelika prelaze u austenit. Zatim, uz sporo hlađenje, dolazi do razgradnje austenita u gornjem dijelu dijagrama u obliku slova C uz stvaranje novih zrnaca ferita i perlita. Dakle, ako je struktura bila neispravna (velika zrna, zrna iskrivljenog oblika, itd.), Tada se potpunim žarenjem ispravlja, postaje homogena i fino zrnata. Nakon žarenja čelik ima dobra plastična svojstva i nisku tvrdoću. Ovo osigurava dobru obradivost čelika rezanjem i pritiskom.
Žarenje potpuno uklanja zaostala naprezanja.
2) Djelomično žarenje hipereutektoidni (alatni) čelici izvode se radi dobivanja zrnaste perlitne strukture. Da biste to učinili, čelik se zagrijava 30-50 ° iznad kritične točke As 1 (tj. linije P.SK). Koristi se nekoliko različitih načina (Sl. 87).
Kao rezultat žarenja, ploče cementita se samo djelomično otapaju, a nakon hlađenja se dobivaju kuglasti, a ne lamelarni kristali cementita. Stoga se takvo žarenje također naziva sferoidiziranje. Alatni čelici sa zrnatom perlitnom strukturom su mekši i rastegljiviji od onih sa lamelarnim perlitom. Ova metoda žarenja povećava obradivost čelika i poboljšava njegovu strukturu prije kaljenja.
S nepotpunim žarenjem hipoeutektoidnog čelika, feritna komponenta strukture se ne mijenja, jer se ferit zadržava tijekom zagrijavanja. Stoga se ne događa potpuna korekcija strukture.
3) Difuzijsko žarenje izvode se čelični odljevci i otkovci kako bi se eliminirala heterogenost odljevka ili deformirane strukture. Uklanjanje mikrolikvacije postiže se procesima difuzije. Stoga, kako bi se osigurala visoka brzina difuzije, čelik se zagrijava na visoke temperature u austenitnom području (blizu solidusa). Za čelike to su najčešće temperature °C. Na tim temperaturama vrši se duga ekspozicija (8-15 sati), a zatim polagano hlađenje. Niveliranjem sastava čelika poboljšavaju se mehanička svojstva, posebice duktilnost.
Rasponi temperatura za zagrijavanje čelika tijekom žarenja prikazani su na slici. 88.
Riža. 88. Rasponi temperatura zagrijavanja čelika tijekom žarenja
Normalizacija
Normalizacija je vrsta žarenja tipa II s ubrzanim hlađenjem.
Normalizacija sastoji se od zagrijavanja čelika na temperature 50-70° iznad linije GSE(Sl. 88) i pri hlađenju zrakom nakon kratke ekspozicije. U tom slučaju dolazi do razgradnje austenita u gornjem dijelu dijagrama u obliku slova C, ali pri nešto nižim temperaturama nego tijekom žarenja. To je zbog bržeg hlađenja.
Stoga normalizacija rezultira finijom strukturom perlita od potpunog žarenja. Sorbitol, feritno-cementitna smjesa finija od perlita, može čak nastati.
Za hipoeutektoidne čelike normalizacija često zamjenjuje potpuno žarenje kao produktivniju i ekonomičniju operaciju.
Nakon normalizacije čelik je tvrđi i čvršći nego nakon potpunog žarenja. Mikrostruktura se također razlikuje od ravnotežne: ferit formira mrežu oko područja perlita. (Čini se da čelik ima više ugljika nego što zapravo ima.)
Stvrdnjavanje
Kaljenje je toplinska obrada kaljenja kojom se mijenja struktura čelika kako bi se povećala tvrdoća i čvrstoća.
Stvrdnjavanje sastoji se u zagrijavanju čelika iznad temperature fazne transformacije, nakon čega slijedi prilično brzo hlađenje (brzinom većom od kritične).
Cilj: dobivanje neravnotežne strukture - prezasićena čvrsta otopina ugljika u a-željezu - martenzit. Praktični cilj je postići najveću moguću tvrdoću za određenu vrstu čelika.
Brzo hlađenje tijekom stvrdnjavanja potrebno je tako da se ugljik nema vremena odvojiti od čvrste otopine - austenita - i ostaje u željeznoj rešetki nakon hlađenja.
Za kaljenje čelika potrebno je odabrati pravu temperaturu zagrijavanja i brzinu hlađenja. Ova dva parametra su odlučujuća kada se provodi kaljenje.
Na izbor temperature grijanja Primjenjuje se sljedeće pravilo: podeutektoidni čelici zagrijavaju se za otvrdnjavanje 30-50° iznad kritične točke As 3, a hipereutektoid - 30-50 ° iznad točke As 1 (slika 89). Neznatno prekoračenje kritične točke je neophodno jer su neke temperaturne fluktuacije oko zadane točke neizbježne u pećima za toplinsku obradu.
Zašto je temperatura kaljenja različito odabrana za hipoeutektoidne i hipereutektoidne čelike?
U strukturi hipoeutektoidnih čelika ispod crte G.S. Ferit je prisutan. Ako kalite čelik iz ovog temperaturnog raspona, austenit će se pretvoriti u tvrd i jak martenzit, ali ferit se neće promijeniti, jer je to ravnotežna faza. Budući da je ferit vrlo mekan, njegova prisutnost u kaljenom čeliku smanjuje njegovu tvrdoću. Svrha kaljenja neće biti postignuta. Stoga zagrijavanje na više temperature (iznad crte G.S.), gdje ferit više nije prisutan.
Otvrdnjavanje iz jednofaznog (austenitnog) područja, od viših temperatura As 3, tzv puna. Tako se kale hipoeutektoidni (konstrukcijski) čelici.
Za hipereutektoidne čelike nije potrebno tako visoko zagrijavanje, budući da je iznad točke A 1, ali ispod crte S.E. struktura se sastoji od austenita i cementita. Pri kaljenju iz ovog područja austenit će prijeći u martenzit, a cementit će ostati jer je to ravnotežna faza. Prisutnost takve tvrde strukturne komponente u kaljenom čeliku je korisna jer su male čestice cementita dodatna prepreka kretanju dislokacija i povećavaju tvrdoću i otpornost na trošenje.
Otvrdnjavanje iz dvofaznog područja, gdje su prisutni austenit i cementit, odnosno austenit i ferit, naziva se nepotpun. Takvom kaljenju podvrgavaju se nadeutektoidni (alatni) čelici.
Kritična brzina hlađenja kod kaljenja ugljičnih čelika iznosi najmanje 400 °C/s. Ta se brzina postiže hlađenjem u vodi ili vodenim otopinama soli (NaCl) i lužina (NaOH), čime se povećava rashladni kapacitet vode. U tom slučaju, dio se mora snažno pomicati u tekućini za gašenje kako bi se uklonila nastala para s površine metala, što usporava hlađenje. Kritična brzina hlađenja legiranih čelika znatno je niža, pa se koriste mekši mediji za kaljenje - mineralna ulja ili otopine polimera.
Kaljenje je "najteži" od svih postupaka toplinske obrade, budući da čelik doživljava nagli pad temperature. U tom slučaju u dijelovima nastaju velika unutarnja naprezanja. Sastoje se od toplinskih naprezanja koja nastaju zbog temperaturne razlike na površini i u jezgri dijela tijekom brzog hlađenja i strukturnih naprezanja koja proizlaze iz volumetrijskih promjena tijekom martenzitne transformacije.
Ova naprezanja mogu dovesti do deformacije dijela, pa čak i do pukotina. Ovo je posebno opasno za dijelove složenih oblika koji imaju koncentratore naprezanja u obliku utora, rupa, uglova, ugla itd.
Po metoda hlađenja razlikovati:
1) Kontinuirano kaljenje (kaljenje u jednoj sredini)– (vidi sliku 90, krivulja 1). Ovo je najjednostavnija metoda, ali istodobno se u dijelu pojavljuju velika unutarnja naprezanja.
2) Kaljenje u dva okruženja, ili isprekidano otvrdnjavanje(Slika 90, krivulja 2). Ovom metodom čelik se brzo hladi u temperaturnom području od 750-400 °C, a zatim se dio prenosi u drugi, mekši rashladni medij, a hlađenje se sporo odvija u martenzitnom području. To dovodi do smanjenja unutarnjih naprezanja i smanjuje vjerojatnost nastanka pukotina. Primjer takvog otvrdnjavanja bio bi proces koji uključuje prvo hlađenje u vodi, a zatim u ulju.
3) Koračno otvrdnjavanje(Sl. 90, krivulja 3), u kojoj je grijani dio uronjen u tekući medij s temperaturom 20-30 ° iznad točke M n. Time se osigurava brzo hlađenje čelika u gornjem temperaturnom rasponu, a zatim se provodi razdoblje zadržavanja, tijekom kojeg se temperatura u presjeku dijela izjednačava i toplinska naprezanja smanjuju. Dijelovi se zatim vade iz kupelji za kaljenje, a daljnje hlađenje odvija se u drugom okruženju, najčešće u zraku ili ulju. U ovom slučaju, martenzitna transformacija se događa tijekom sporog hlađenja, u uvjetima nižih unutarnjih naprezanja. Kao tekući mediji za postupno otvrdnjavanje koriste se taline lužina, nitrata i metala s niskim talištem.
4) Izotermno otvrdnjavanje(Slika 90, krivulja 4). Značajno se razlikuje od ostalih metoda. Ovdje se izlaganje rashladnom mediju na temperaturi transformacije bainita nastavlja sve dok se austenit potpuno ne raspadne. U svim prethodnim slučajevima tijekom kaljenja nastaje martenzitna struktura, au ovom slučaju bainit.
Kod izotermnog otvrdnjavanja naprezanja u dijelu su minimalna, eliminira se stvaranje pukotina, a deformacije su znatno manje. Za neke legirane čelike (opruga, kalup) ova metoda kaljenja omogućuje postizanje optimalne kombinacije čvrstoće i duktilnosti.
Dakle, postupno i isprekidano kaljenje smanjuje naprezanja kaljenja, jer se smanjuje temperaturna razlika na površini iu središtu dijela. Ali zbog vrlo kratkog razdoblja postojanja prehlađenog austenita u ugljičnim čelicima, za legirane čelike češće se koriste postupno i izotermno kaljenje.
moguće nedostatci stvrdnjavanja :
A) pregrijavanje– krupno zrno;
b) izgorjeti– oksidacija granica zrna, vrlo velika zrna;
V) podgrijavanje– za hipoeutektoidne čelike, kaljenje iz intervala As 1-As 3 dovodi do dvofazne strukture (martenzit + ferit) i niskih mehaničkih svojstava;
G) savijanje I pukotine– uzrokovani su unutarnjim naprezanjima. Specifični volumen martenzita veći je od specifičnog volumena austenita, što uzrokuje naprezanje u strukturi čelika. To je posebno opasno za dijelove složenih oblika i kada se strukturna naprezanja kombiniraju s toplinskim naprezanjima koja nastaju zbog temperaturne razlike na površini iu središtu dijela.
Kako bi se izbjeglo savijanje, tanki proizvodi - pile, oštrice pile za metal, britvice - hlade se u posebnim prešama za stvrdnjavanje.
Dva su važna koncepta usko povezana s tehnologijom kaljenja.
Prokaljivost- To je sposobnost čelika da dobije visoku tvrdoću tijekom kaljenja. Prokaljivost ovisi o sadržaju ugljika u čeliku i karakterizira je najveća moguća tvrdoća ( H.R.C.) za ovu marku.
Najznačajniji utjecaj na brzinu rasta difuzijskih slojeva, koji su legirana α-faza (na primjer, silikonizirana i fosforizirana), ima sastav čelika koji je zasićen: sadržaj ugljika i legirajućih elemenata u njemu.Govoreći o faznom sastavu silikoniziranih (i općenito bilo kakvih difuzijskih) slojeva, možemo, u prvoj aproksimaciji, smatrati silikonizaciju interakcijom željeza i silicija u idealnom dvokomponentnom sustavu. Međutim, prije razmatranja kinetike silikonizacije čelika, potrebno je zapamtiti da metal koji se zasićuje nije nipošto čist. Prisutnost treće komponente u sustavu (na primjer, prisutnost ugljika u čeliku koji se zasićuje) trebala bi ubrzati ili usporiti difuziju zasićujućih elemenata, ovisno o promjenama koje nečistoća čini u energiji međuatomskih veza u rezultirajući trojni sustav. Konkretno, povećanje koncentracije ugljika u zasićenom čeliku usporava odvijanje gotovo svih procesa kemijsko-toplinske obrade, ali je njegov učinak drugačiji kada različiti kemijski elementi difundiraju u čelik. Ta je razlika posljedica činjenice da glavni udio utjecaja ugljika nije određen interakcijom ugljik-željezo (da tako kažemo, "mehaničke" prepreke koje stvara prisutnost ugljika u čvrstoj otopini), već interakcija elementa koji zasićuje ugljik. Ova interakcija uzrokuje snažnu preraspodjelu ugljika tijekom kemijsko-toplinske obrade čelika bilo kojim elementom. Priroda ove preraspodjele određuje i kinetički učinak ugljika na brzinu zasićenja čelika i prirodu promjene u strukturi zona neposredno uz difuzijski sloj kao rezultat njihove dekarburizacije ili "unutarnje cementacije".
Budući da je atomska koncentracija ugljika u silikoniziranom čeliku vrlo značajno niža od količine ne samo željeza, već i silicija, ugljik se može smatrati dodatkom treće komponente u dvokomponentnom sustavu.
Ponašanje takve treće komponente kada se promijeni omjer koncentracija prve dvije tvari sustava određeno je dvama čimbenicima: prvo, njezinom topljivošću u fazama koje je novotvorio zasićeni element, i drugo, njezinim parcijalnim koeficijentom difuzije u ovim fazama. Razlozi "antagonizma" silicija i ugljika u čelicima leže u sličnosti tipa međuatomskih veza Fe-C i Fe-Si, što istodobno dovodi do naglog smanjenja topljivosti ugljika u silicij feritu, te do povećanje brzine difuzije ugljika u čvrstoj otopini s visokim sadržajem silicija, kako austenitnoj tako i feritnoj.
Iz podataka rada također proizlazi da prisutnost legirajućih elemenata (barem u količinama koje se koriste u nisko i srednje legiranim čelicima, uključujući martenzitnu klasu) ne bi trebala dovesti do kvalitativnih promjena u utjecaju ugljika na dubina silikoniziranih slojeva i priroda njegove redistribucije.
Jedan od pokazatelja “antagonizma” silicija i ugljika je poznata činjenica difuzije ugljika prema gore iz volumena s niskim udjelom ugljika u volumene s visokim udjelom ako potonji sadrže silicij u nižoj koncentraciji. Eksperimente za rasvjetljavanje mehanizma “obrnute” (uzlazne) difuzije izveli su autori poznatih monografija upravo na primjeru feritnih legura sustava Fe-Si-C; Studije slične po dizajnu proveo je G.V. Shcherbedinsky i V.I. Shaidurov. Autori ovih radova proučavali su rezultate kontaktne difuzije u blizini spoja uzorka visokougljičnog čelika s čelikom koji sadrži silicij, krom ili nikal. Utvrđeno je da je u smislu učinka razugljičenja dodatak 0,75% Si ekvivalentan prisutnosti 10% nikla u čeliku (međutim, činjenica da nikal čelik ima austenitnu strukturu nije uzeta u obzir). Prema podacima, topljivost ugljika u feritu u najvećoj se mjeri smanjuje dodatkom kobalta; silicij gotovo nije niži od njega u smislu utjecaja, dok je učinak nikla i mangana 3-4 puta slabiji. Dakle, ne bismo trebali zaboraviti da, iako brzina difuzije ugljika znatno premašuje pokretljivost komponenti koje stvaraju supstitucijske otopine (uključujući silicij), redistribucija ugljika, popraćena difuzijom prema gore, je prisilna pojava uzrokovana dovodom silicija u čelik izvana. Stoga se može pretpostaviti da niti brzina preraspodjele ugljika ne bi trebala premašiti stopu silikonizacije, niti širina karburizirane zone bi trebala značajno premašiti dubinu sloja silikonizacije.
Već u samom trenutku nukleacije prvih mikrovolumena stabilnog ferita tijekom silikonizacije, ugljik difundira iz feritnih volumena u susjedne austenitne volumene koji se malo razlikuju po sadržaju silicija, a tek potom u niskosilicijev austenit. Značajno je da ugljik očito migrira duž takozvanih Si položaja, tj. kroz one ćelije feritne ili austenitne rešetke u kojima je jedno od mjesta zauzeto atomom silicija. To se može objasniti činjenicom da su u prisutnosti silicija kovalentne veze željeza zasićene i ono ne može stvoriti Fe-C vezu. Ova osebujna interakcija silicija i ugljika u kristalnoj strukturi krute otopine na bazi željeza postupno nestaje s porastom temperature (otprilike iznad 900-950 °C) u skladu s povećanjem broja slobodnih mjesta kroz koja ugljik intenzivnije difundira. Povećanje temperature silikonizacije (u rasponu od 850 do 1000 °C) smanjuje prevlast granične difuzije ugljika nad difuzijom praznih mjesta; U praksi, konfiguracija zone pougljeničenog podsloja trebala bi biti paralelna s površinom metala kroz koju u nju ulazi silicij. Treba napomenuti da su sve opisane interakcije karakteristične samo za legure na bazi željeza; ako bi se npr. zamijenio kromom, silikonizacija ne bi izazvala tako snažnu preraspodjelu ugljika zbog visokog kemijskog afiniteta komponenti Cr-C sustav.
Strukturne značajke silicificiranih slojeva i razlozi njihove pojave bit će razmotreni u nastavku. Ovdje je potrebno ukratko razmotriti promjene koje unosi istiskivanje ugljika silicijem u strukturu zone podsloja. Poznato je da silicij istiskuje ugljik tako intenzivno da kod, primjerice, boriranja silicijevih čelika, dolazi do svojevrsne "unutarnje silikonizacije": silicij istisnut borom stvara dekarboniziranu subhidričnu zonu koja se sastoji od faza α i α, koncentracija silicija u kojoj Čini se da je zona s visokim sadržajem silicija 4-5 puta veća od njegovog prosječnog sadržaja između zone borida i zone s visokim udjelom ugljika. Nešto slično događa se tijekom silikonizacije legiranih martenzitnih čelika. stabilnog ferita s visokim udjelom silicija i zona koncentracije ugljika potisnutog silicijem (na temperaturi silikonizacije) vrpca austenita koja sadrži silicij u koncentraciji koja nije dovoljno visoka za stvaranje silicijevog ferita, ali je u isto vrijeme toliko velika da prisutnost silicija dovodi do migracije ugljika u donje slojeve metala. U hipoeutektoidnim nelegiranim čelicima, ova traka se razlikuje od donje karburizirane zone (struktura u ohlađenom stanju) po odsutnosti perlita i prisutnosti feritnih zrna u obliku stupića uz čelik. zrna sloja stabilnog ferita (potonji su, očito, matrica za prve). Međutim, struktura zone neposredno uz ferit najkarakterističnija je za martenzitne čelike. Istiskivanje ugljika iz ove zone dovodi do oštrog smanjenja prokaljivosti, stoga je u čelicima legiranim značajnom količinom elemenata koji povećavaju prokaljivost (Cr, Ni, W, Mo), sam silikonizirani feritni sloj odvojen od jezgre sloj perlita (slika 42). Opisani fenomen zamijetili su neki autori pri boriranju čelika pomoću difuzijskih izvora velike snage (boriranje plinom i elektrolizom); to bi se, čini se, trebalo očekivati kada su čelici navedenih sastava zasićeni općenito nemetalnim elementima (B, Si, P itd.).
Kod silikonizacije konstrukcijskih čelika s niskim i srednjim udjelom ugljika, istiskivanje ugljika tijekom procesa zasićenja dovodi do stvaranja zone obogaćene ugljikom na prijelazu iz difuzijskog sloja (sloj silicijevog ferita) u osnovni metal (slika 43). Na čelicima s 0,3-45% C, prijelazna zona (kada se ohladi od temperature silikonizacije na zraku) je praktički bez ferita. Prisutnost povećanog sadržaja ugljika i silicija u prijelaznoj zoni dovodi do intenzivnijeg rasta zrna austenita (slika 43).
Posebnu pozornost zaslužuje pitanje veličine i prirode utjecaja koncentracije ugljika na dubinu silicificiranog sloja. Autori koji su proučavali proces boridacije tvrde da je priroda utjecaja ugljika na brzinu difuzije svih nemetalnih elemenata slična. Autori, posebice, vjeruju da funkcija dubine sloja i sadržaja ugljika ima oblik izravnog omjera. N.S. Gorbunov povlači liniju odnosa između dubine sloja i koncentracije ugljika kao ravnu liniju (slika 44, a), unatoč odstupanjima točaka od ravne crte (očigledno, autor smatra da su ta odstupanja posljedica eksperimentalnih netočnosti ). Sličan graf u monografiji A.N. nosi očite tragove “ravnanja”. Minkevich (Sl. 44, b), iako ovdje više nije pravocrtna, već parabolična priroda.
Autor razmatra razloge parabolične prirode funkcije dubina sloja - koncentracija ugljika i dolazi do zaključka da je glavni razlog sljedeći. Preraspodjela ugljika tijekom silikonizacije s njegovim difuzijskim istiskivanjem duboko u metal pokorava se istim zakonima kao i svaki proces difuzijske zasićenosti, tj. nešto je poput "unutarnje cementacije". Na temperaturama iznad 900 °C, koje se obično koriste za silikonizaciju, s jedne strane, rekristalizacija austenita potpuno završava vrlo brzo (unutar desetaka minuta), a uloga granične difuzije u redistribuciji ugljika naglo opada sukladno smanjenju ukupna duljina samih granica austenitnih zrna. S druge strane, volumeni ovih granica u dovoljno visokougljičnom čeliku trebaju biti zasićeni ugljikom do granice topljivosti. Stoga, budući da je brzina difuzije ugljika kroz tijelo zrna niska, s povećanjem njegove ukupne koncentracije u čeliku, mogućnost potiskivanja ugljika u volumene veće od tri do četiri dubine od granice silicificiranog (feritnog) sloja gotovo potpuno nestaje. Legiranje čelika s bilo kojim elementom - karbidnim i ne-karbidnim, metalnim i nemetalnim - općenito zasićuje granice zrna krute otopine (α ili γ) ovim elementom i, sukladno tome, smanjuje stupanj neravnomjernosti u raspodjeli ugljika između tijela zrna i njegove granice. Za nemetalne elemente to je mnogo manje izraženo nego za metale koji tvore karbid, međutim, u austenitu silicij istiskuje ugljik s granica u tijelo zrna (i stoga, što više sprječava preraspodjelu ugljika, veća je koncentracija potonjeg u čeliku) mnogo intenzivnije nego u feritu.
Autori su, očito, bili prvi koji su proučavali pitanje kako se preraspodjela ugljika u čeliku mijenja s povećanjem dubine silikoniziranog sloja (na primjer, s povećanjem temperature i trajanja zasićenja). Pokazalo se da funkcija zadržava kvalitativno nepromijenjen parabolički karakter, dok se maksimalna koncentracija ugljika pomiče duboko u metal sukladno pomicanju granice feritnog sloja.
Autori s pravom ističu da borirani sloj treba obuhvatiti ne samo volumene u blizini površine metala, već i cijelu zonu strukturnog utjecaja difuzijskog bora. Ovu tvrdnju, očito, ima smisla proširiti na silikonizaciju čelika, tj. koncept "silikoniziranog sloja" mora uključivati: sloj silicida (najčešće α "-superstruktura), sloj stabilnog ferita s visokim sadržajem silicija, podsloj silicijem legiranog austenita (koji se hlađenjem pretvara u ferit sa stupastim zrnima u niskougljičnim čelicima, au sloju perlita u martenzitnim čelicima), zona povećanog sadržaja ugljika istisnutog iz temeljnih silikatnih volumena Zona je zapravo jezgra metala čiji sastav i struktura ostaju nepromijenjeni.
U navedenim podacima različitih autora o utjecaju ugljika na dubinu silicificiranog sloja pozornost privlače značajna odstupanja, kako kvantitativna tako i kvalitativna. Ne sumnjamo da su razlozi ovih odstupanja bili isključivo metodološki: autori su za istraživanje koristili skupove čelika u kojima se, prijelazeći iz razreda u razred, mijenjao ne samo sadržaj ugljika, već i karakteristike taljenja, koncentracija nečistoća, itd. S ove točke gledišta, od interesa je koristiti metodu uzoraka promjenjivog sastava koju je predložio akademik. S.A. Vekshinsky 1944. godine, a zatim se razvio u radu G.V. Fedorov. Metoda uzoraka promjenljivog sastava sastoji se u tome da se istraživanje utjecaja koncentracije elementa na procese difuzijske zasićenosti provodi na uzorku koji je već prethodno bio podvrgnut zasićenju tim elementom. Na primjer, za proučavanje učinka ugljika na silikonizaciju čelika, cilindar Armco željeza je podvrgnut dubokoj karburizaciji u radijalnom smjeru; zatim se rezanjem cilindra na ravne podloške silikoniziraju u smjeru generatrise. Budući da je promjena sadržaja ugljika prethodno određena kemijskom analizom sloj-po-sloj, proučavanje mikrostrukture (uz određivanje dubine silicificiranih slojeva) jednog zasićenog uzorka s udjelom ugljika koji glatko varira u rasponu od 0,07 do 1,2% omogućuje određivanje utjecaja ugljika na dubinu silicificiranog sloja s dosad nedostižnom preciznošću. Metoda uzoraka promjenljivog sastava može se koristiti za proučavanje utjecaja bilo kojeg legirajućeg elementa na procese kemijsko-toplinske obrade u području njegovih koncentracija gdje taj element ne tvori spojeve fiksnog sastava s naglo promjenjivom koncentracijom s zasićeni metal. Poznato je npr. da željezo stvara čvrste otopine u širokom koncentracijskom području s najvažnijim legirnim elementima: Cr, Ni, Mn, V, Si (zbog toga se koriste za legiranje čelika).
Glavne prednosti opisane metode su: visoka točnost relativnih rezultata, osigurana provođenjem svih mjerenja na jednom uzorku, čime se eliminira, na primjer, utjecaj razlika u sadržaju neizbježnih nečistoća u različitim klasama čelika; vrlo visoka razlučivost, budući da je gotovo neprekidan niz legura s bilo kojom malom razlikom u sastavu predviđen za istraživanje. Jedina zamjerka korištenju ove metode može biti da tijekom procesa sekundarne zasićenosti (primjerice silikonizacija) može doći do difuzijske resorpcije ugljika u dubinu metala, pa će kvantitativni rezultati mjerenja postati donekle manje točni . Međutim, glavna prednost metode - prisutnost kontinuiranog spektra legura glatko promjenjivog sastava - je zadržana. Osim toga, s kratkim trajanjem zasićenja - 2-3 sata - cementirani sloj se ne može uzeti kao snažan izvor difuzije; resorpcija ugljika iz njega praktički se ne događa. U još manjoj mjeri bi takva resorpcija ugrozila slojeve zasićene metalima (primjerice kromom). To smo potvrdili podudarnošću podataka dobivenih na uzorcima promjenjivog sastava i na setovima čelika s različitim sadržajem ugljika.
Rezultati koje smo dobili metodom uzoraka promjenjivog sastava ugljika prikazani su na sl. 45. Očito, metoda silikonizacije ne utječe na prirodu inhibicije procesa zasićenja ugljikom. Međutim, najznačajnija značajka dobivenih ovisnosti je prisutnost "platforme" na krivuljama: ugljik ima najznačajniji učinak na dubinu difuzijskog sloja između 0,05 i 0,2 wt.% svog sadržaja, na 0,6-1,2 % C njegov učinak je manje primjetan, ali također značajan, dok u rasponu od 0,2-0,5% ugljika nema praktički nikakvog utjecaja na dubinu silicificiranog sloja. Posebna istraživanja su pokazala da čak i kada je čelik zasićen drugim nemetalnim elementima - borom i fosforom (i bez obzira je li rezultirajući sloj legirana a-faza ili spojevi - boridi, fosfidi ili silicidi), priroda utjecaja ugljik ostaje kvalitativno sličan, a koordinate "mjesta" su praktički nepromijenjene. Očigledno, razlozi za stvaranje "platforme" ne leže u osobitostima mehanizma difuzije jednog ili drugog nemetalnog elementa u austenitu, već u samoj prirodi ovog austenita.
Po našem mišljenju, rezultirajuća promjena u dubini silikoniziranog sloja posljedica je osobitosti redistribucije ugljika tijekom silikonizacije. Kao što Zait ističe, "premještanje komponente koja je izvorno ravnomjerno raspoređena po uzorku komponentom koja se širi izvana nije ništa drugo nego difuzija u prisutnosti gradijenta aktivnosti formiranog zbog prodora treće komponente." Gradijent aktivnosti ugljika u različitim legurama željezo-ugljik različit je čak i pod istim režimom zasićenja. Na temelju dobivenih podataka možemo očekivati da se s povećanjem udjela ugljika u čeliku gradijent njegove aktivnosti (pod ostalim uvjetima) ne mijenja linearno, već prema složenijem zakonu. Druga karakteristična značajka redistribucije ugljika tijekom silikonizacije je prilično jaka koncentracijska ovisnost koeficijenta difuzije u austenitu. Poznato je da je difuzijska pokretljivost ugljika u legurama s visokim udjelom ugljika znatno veća nego u legurama s niskim udjelom ugljika. Odnos ova dva čimbenika određuje kinetiku stvaranja silikoniziranog sloja na ugljičnim čelicima.
Zasićenje površine ugljičnog čelika elementom koji smanjuje topljivost ugljika u austenitu dovodi do istiskivanja ugljika ne samo iz stabilnog feritnog sloja, već i iz zone podsloja, koja je prilično značajna u dubini. Kao rezultat istiskivanja ugljika iz površinskih zona i smanjenja sposobnosti otapanja austenita u zoni podsloja, postaje moguće postići granicu topljivosti ugljika u njemu čak i kada sadržaj ugljika u samom čeliku ne prelazi 0,5%. Dok se ne postigne granica topljivosti ugljika, nema potrebe uklanjati ga u dubinu metala: budući da sadržaj ugljika u jezgri služi kao prepreka njegovom ulasku iz podzemne zone samo ako postoji takva potreba, postaje jasno zašto koncentracija ugljika do 0,5% C u dubini ne utječe na silikonizirani sloj. Kod višeugljičnog čelika ispod tanke niskougljične zone pojavljuje se sloj u kojem je postotak ugljika blizu granice topljivosti. Difuzijsko kretanje ovog područja postaje teže što je čelik s više ugljika podvrgnut zasićenju i, prema tome, što je ta zona ugljika deblja. To uzrokuje prilično oštru inhibiciju procesa zasićenja.
Brzo smanjenje dubine difuzijskih slojeva s povećanjem sadržaja ugljika u niskougljičnim čelicima - s 0,05 na 0,2% C - može se objasniti činjenicom da je brzo difuzijsko uklanjanje ugljika iz ugljičnog dijela podsloja otežano. ne svojom visokom koncentracijom, već, naprotiv, činjenicom da je još uvijek preniska. Ugljik u ovom slučaju, očito, ne difundira u volumene metala udaljene od sloja, već se nakuplja u podsloju, budući da za resorpciju ovog podsloja ugljika gradijent koncentracije ugljika još nije dovoljno velik i ne osigurava uklanjanje ugljika duboko u metal brzinom jednakom ili većom brzinom rasta difuzijskog feritnog sloja.
Utjecaj ugljika na brzinu silikonizacije, očito, ne bi se očitovao tako oštro da je bilo moguće odvojiti dio ugljika koncentriranog u podslojnoj zoni s visokim udjelom ugljika u obliku karbida (što se događa, na primjer, kod boriranja visokougljični čelici). Sa silikonizacijom i fosforizacijom to je očito nemoguće.
Pojava opisane "platforme" ima određeno praktično značenje: postaje moguće, bez smanjenja stope zasićenja, podvrgnuti silikonizaciji čelika s prilično visokim udjelom ugljika (to se odnosi, kao što će biti prikazano u nastavku, na legirane čelike) koji su povećali mehanička svojstva, tj. kombiniraju kemijsku otpornost površina dijelova s mehaničkom čvrstoćom jezgre.
Sve navedeno može se pripisati ne samo silikoniziranju čelika, već i boriranju i aluminiziranju; fosforizacija. S obzirom na zasićenost čelika silicijem, stajališta slična gore navedenima iznio je poznati stručnjak za silikonizaciju E. Fitzer, koji je pokazao da s povećanjem sadržaja ugljika u čeliku, dubina sloja silikonizacije polako opada sve dok koncentracija ugljika ne postane ograničavajući (dovoljan za stvaranje kontinuiranog perlitnog podsloja).
Literaturni podaci o utjecaju sadržaja ugljika u čeliku na stvaranje porozne zone α"-faze sastava Fe3Si u silikoniziranom sloju su oskudni i nedovoljno uvjerljivi.
Dakle, prema japanskim autorima koje citira A.I. Minkevich, A.V. Smirnov i V.M. Pereverzev, povećanje udjela ugljika u čeliku proširuje temperaturni raspon neporozne silikonizacije i pomiče njegovu donju granicu prema nešto nižim temperaturama od 1200-1220°C (pri 0,15% C) do 1060-1200°C (pri 1,1% C ). Dobivanje neporoznog sloja povezano je s kuhanjem ili taljenjem pora koje nastaju tijekom silikonizacije blizu tališta silikoniziranog sloja.
Po našem mišljenju, dobivanje slojeva bez pora pri visokim temperaturama silikonizacije povezano je ne toliko sa zavarivanjem i topljenjem pora, koliko sa smanjenjem vjerojatnosti njihovog stvaranja. Područje postojanja α"-faze, kao što je prikazano gore, sužava se s povećanjem temperature i pomiče prema višoj koncentraciji silicija. U isto vrijeme, stupanj uređenosti α"-faze opada. Ovi čimbenici dovode, s jedne strane, do manje ovisnosti koeficijenta difuzije silicija o koncentraciji u legurama željeza i silicija, a s druge strane, do konvergencije parcijalnih koeficijenata difuzije željeza i silicija, te, posljedično, do smanjenje mogućnosti stvaranja difuzijskih pora u sloju.
Zbog nedovoljne topljivosti ugljika u Fe3Si i prisutnosti dodatne barijere koja sprječava prodor ugljika na površinu uzorka u zonu α"-faze, u obliku sloja silicij ferita koji praktički ne otapa ugljik, koji odvaja α"-fazu od jezgre koja sadrži ugljik, ne bi trebao biti vezan gore opisani učinak sadržaja ugljika u čeliku na temperaturni raspon neporozne silikonizacije sa smanjenjem tališta silikonizirani sloj s povećanjem koncentracije ugljika u čeliku.
Prema našim podacima, ugljik nema značajan utjecaj na debljinu porozne zone α"-faze silikoniziranog sloja. Kao što je gore pokazano, u slučaju elektrolize silikonizacije na temperaturi od 950 °C u visokoaktivna talina (75% Na2SiO3 + 25% NaCl), na Armco željezu i čeliku 45 formiraju se porozni slojevi α"-faze, neznatno različite debljine. Pri 1050 °C i vremenu zasićenja od 0,5 do 3 sata , deblji slojevi α"-faze dobiveni su na Armco željezu nego na čeliku 45. Povećanje temperaturne zasićenosti na 1100°C dovelo je do oštrog smanjenja debljine poroznih zona na Armco željezu i čeliku 45.
Na sl. Slika 26 prikazuje mikrostrukturu silicificiranog sloja dobivenog na cementiranom uzorku Armco željeza (s promjenjivom koncentracijom ugljika od 0,06 do 1,2%) u visokougljičnim i feritnim područjima nakon zasićenja elektrolizom u talini natrijevog monosilikata s 10 mas. NaF na temperaturi od 1000°C za 2 sata. Silikonizirani sloj sastoji se od porozne zone uređene α čvrste otopine koja se nalazi na površini uzorka i slabo razvijene zone α krute otopine uz jezgru.
Zrnca α"-faze imaju igličastu strukturu i orijentirana su okomito na površinu uzorka. Poroznost Fe3Si zone značajno varira s dubinom sloja. Najrazvijenije područje pora nalazi se mnogo bliže sloju α-faze nego na površini uzorka, kako u feritnim tako iu cementiranim dijelovima s visokim udjelom ugljika. Debljina i struktura zona α- i α"-faza silicificiranog sloja neznatno se mijenjaju kada se ugljik. koncentracija se mijenja od 0,06 do 1,3%.
Prilikom silikonizacije hipoeutektoidnih čelika u okruženju silicijevih halogenida i inertnog plina, jezgra uzoraka postaje obogaćena ugljikom, budući da feritni sloj ispod sloja Fe3Si istiskuje ugljik u dubinu uzorka. Kod hipereutektoidnih čelika heterogena reakcija stvaranja Fe3Si prethodi stvaranju silicijevog ferita, pa ugljik ne prelazi u jezgru s površine, već se oslobađa u obliku grafita u sloju Fe3Si (kod čelika s 1,4% C). Prisutnost karbidnih taloga utvrđena je na granicama stupčastih zrna feritnog difuzijskog sloja tankog uzorka čelika s 0,3 % C, nakon što je postignuta granična topljivost ugljika u preostaloj uskoj austenitnoj zoni jezgre.
Prema podacima, brzina stvaranja sloja Fe3Si pod istim uvjetima silikonizacije usporava se s povećanjem udjela ugljika na 0,6-1,0%. Pri visokim udjelima ugljika povećava se brzina stvaranja Fe3Si slojeva, ugljik ostaje u sloju α"-faze u obliku grafita. Fe3Si slojevi na visokougljičnim čelicima nemaju praktički nikakav tehnički značaj zbog slabe adhezije na jezgru.
