Научная статья на тему 'Анализ фазового состава никотрированных покрытий на конструкционных сталях'

Анализ фазового состава никотрированных покрытий на конструкционных сталях Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

CC BY
265
209
i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.
Ключевые слова
ПРОЦЕСС НИКОТРИРОВАНИЯ / ФАЗОВЫЙ СОСТАВ / КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИ / ЛЕГИРУЮЩИЕ ЭЛЕМЕНТЫ / «БЕЛЫЙ» СЛОЙ / ДИФФУЗИОННАЯ ЗОНА / THE “WHITE” LAYER / PROCESS OF CARBONITRIDING / PHASE COMPOSITION / STRUCTURAL STEEL / ALLOYING ELEMENTS / THE DIFFUSION ZONE

Аннотация научной статьи по технологиям материалов, автор научной работы — Маленко П. И.

Представлены результаты исследования фазового состава и структурных характеристик никотрированных покрытий на конструкционных хромомолибденванадиевых сталях, микролегированных ниобием и цирконием.

i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.

Похожие темы научных работ по технологиям материалов , автор научной работы — Маленко П. И.

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.
i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.

ANALYSIS OF PHASE COMPOSITION CARBONITRIDED COATINGS ON STRUCTURAL STEEL

The paper presents the results of a study of the phase composition and structural characteristics of coatings on carbonitrided chromium molybdenum vanadium structural steels microalloyed with niobium and zirconium.

Текст научной работы на тему «Анализ фазового состава никотрированных покрытий на конструкционных сталях»

МА ТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ

УДК 669.14.018.291:621.785.533:620.186.1

АНАЛИЗ ФАЗОВОГО СОСТАВА НИКОТРИРОВАННЫХ ПОКРЫТИЙ НА КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ

П.И. Маленко

Представлены результаты исследования фазового состава и структурных характеристик никотрированных покрытий на конструкционных хромомолибденвана-диевых сталях, микролегированных ниобием и цирконием.

Ключевые слова: процесс никотрирования, фазовый состав, конструкционные стали, легирующие элементы, «белый» слой, диффузионная зона.

Долговечность деталей автоматики высокоскоростных машин определяется как комплексом свойств по объему, так и функциональными эксплуатационными параметрами поверхностного слоя. Желательный комплекс свойств поверхностного слоя по твердости, усталости, контактной выносливости, прочности сцепления с основным материалом, высоким триботехническим свойствам наиболее вероятно получить на основе химико-термических технологий. Наиболее эффективное использование с позиций минимизации эффектов коробления деталей, внутренних напряжений и трещинообразования возможно в случае низкотемпературного их исполнения.

Развитие имеют комбинированные способы низкотемпературной обработки на основе совместного насыщения поверхностного слоя азотом и углеродом и, в частности, такой газовый вариант химико-термической обработки как никотрирование [1]. Формирование слоя при никотрирова-нии происходит из газовой среды на основе аммиака в соответствии с диаграммой состояния «железо-азот» [2]. Диссоциация аммиака при насыще-

нии и появление в активной среде наряду с азотом атомарного водорода приводит к обезуглероживанию поверхности стали. Для подавления этих негативных эффектов широко используют введение в аммиачную атмосферу различных углеродсодержащих газов (природного, эндо- или экзогаза). Углерод принимает участие только в формировании поверхностных зон слоя и способствует образованию в них карбонитридов [3] в процессе легирования азотной e-фазы. Снижение азота в е-фазе активирует ее склонность хрупкому разрушению [4] и ухудшает эксплуатационные свойства никотрированных покрытий.

К настоящему времени существует недостаточно систематических данных по особенностям структурообразования при никотрировании конструкционных сталей, в том числе по макродефектности структуры «белых» никотрированных слоев, оказывающей главенствующее влияние на процессы поверхностной повреждаемости при трении скольжения.

Целью данной работы явилось исследование фазового состава и структурной гетерогенности никотрированных слоев конструкционных хромомолибденванадиевых сталей, микролегированных ниобием и цирконием.

Методика проведения исследований

Было проведено семь плавок и получено соответственно семь марок легированных конструкционных сталей, в которых комбинировались различные сочетания элементов: Mo-Ni-W-V-Nb-Zr. Стали выплавляли в открытой индукционной печи модели ОЗЦНИИМЧ емкостью 50 кг расплава. Слитки ковали на прутки диаметром 50 мм и полосы размером 20x60x700 мм. Перед механической обработкой при получении исследовательских образцов заготовки отжигали при температуре 860 0С в течение 4 часов с окончательным охлаждением вместе с печью. В табл. 1 приведен химический состав полученных марок сталей.

Таблица І

Химический состав конструкционных сталей

Номер марки стали Марка стали Содержание элементов, % масс.

C Cr Mo Ni Nb W V Zr

1 25Х3М3НБЦА 0,25 3,16 2,80 0,41 0,29 - - 0,024

2 25Х3М3Н5БЦА 0,25 3,16 2,80 4,96 0,29 - - 0,024

3 25Х3М3Н5ВБЦА 0,24 2,98 3,10 4,94 0,29 0,44 - 0,037

4 25Х3М3НЦА 0,24 2,88 1,56 0,41 - - - 0,01

5 25Х3М3НФЦА 0,26 3,00 2,90 0,41 - - 0,19 0,01

6 25Х3М3НВЦА 0,27 2,88 2,90 0,42 - 0,25 - 0,01

7 25Х3МНЦА 0,27 2,88 1,56 0,41 - - - 0,01

Указанные стали были условно разбиты по наличию микролегирующих добавок ниобия и циркония на две группы:

группа «БЦА» - номера сталей 1 ... 3;

группа «ЦА» - номера сталей 4 ... 7.

Все исследуемые стали никотрировали в шахтной муфельной печи типа СШО в газовой смеси аммиака и эндогаза. В процессе насыщения контролировали: температуру никотрирования; давление, состав и расход газовой смеси; степень диссоциации аммиака. По окончании насыщения охлаждение осуществляли по двум режимам: замедленно вместе с печью и ускоренно в струе газа.

Использование различных методов исследования: металлографических, дюрометрических, рентгеноструктурных позволило провести комплексное изучение фазового состава никотрированных покрытий и диффузионных зон.

Структурные исследования выполняли на металлографических микроскопах МИМ-8 и Neophot-21 в диапазоне увеличений 200 ... 2000 крат. на продольных (для послойного анализа) и поперечных шлифах. Структуру никотрированного слоя выявляли путем травления в 4%-ном растворе азотной кислоты в этиловом спирте. Для измерения микротвердости использовали прибор ПМТ-3 с нагрузкой 100 грамм. Измерения проводили на простых и косых поперечных и продольных шлифах. Для выполнения рентгеноструктурных исследований предварительно готовили поперечный или продольный шлиф. При послойном анализе измерения начинали с перемещения вглубь слоя с шагом 5 мкм. Снятие слоев осуществляли электрополировкой в электролите состава: 100 мл фосфорной кислоты и 20 г хромового ангидрида при напряжении 20 В и температуре 40 0С. Образцы после никотрирования снимали на установке «ДРОН-2» со сцинтилляционной регистрацией дифракционного монохроматизированно-го а-кобальтового излучения с длиной волны 1,79020А. Автоматизированная съемка производилась с учетом вывода информации на рентгенограмму, которая затем обрабатывалась методом гармонического анализа согласно специальным программам на ЭВМ.

Результаты исследований и их обсуждение

Никотрированный слой состоит из карбонитридной поверхностной зоны в виде «белой» нетравящейся полосы и диффузионного подслоя - так называемой зоны внутреннего азотирования [2]. Обычно «белый» слой имеет толщину до 30 мкм и выполняет основные триботехнические функции по защите деталей от повреждаемости. Диффузионная зона в зависимости от химического состава стали может иметь глубину до нескольких микрометров и предопределяет в основном несущую силовую способность поверхностного слоя материала.

Независимо от среды насыщения процессы структурообразования при никотрировании определяются сначала преимущественно диффузией азота, а затем конкурирующим взаимодействием азота и углерода в а-матричном растворе, а также в области нитридных и карбидных частиц. На поверхности формируется карбонитридная е-фаза, имеющая гексагональное кристаллическое построение типа Ге2-3^,С) [5]. Фаза типа е-карбонитрид может растворять достаточное количество углерода и менять свой состав от Гв2М до Рв8С3Н [3].

Второй внутренней составляющей «белого» слоя является у-фаза, имеющая практически чисто нитридный характер, так как растворяет в себе мало углерода. Эта фаза кристаллизуется на основе ГЦК-решетки железа, устойчива только до температуры 670 0С, при превышении которой она трансформируется в е-фазу [6].

Легирование сталей влияет на характер структурообразования в «белом» слое и диффузионной зоне. Легирующие элементы изменяют растворимость азота в а-фазе, растворяются в е- и у '-соединениях, а также образуют собственные нитриды [7]. Переходные элементы: хром, молибден, вольфрам, ванадий, титан и в меньшей степени цирконий и ниобий, растворяясь в феррите, повышают растворимость азота в а-фазе. С другой стороны в процессе насыщения часть атомов железа в микрокристаллических конфигурациях е- и у '-фазы может замещаться легирующими элементами, в результате чего возникают комплексные нитриды типа (Рв,Ме)т(№,С)п. Устойчивость нитридов легирующих элементов, также как и карбидов, возрастает в следующей последовательности: Ш^Ге^Сг^Мо^ W^Nb^V^Zr^Ti.

С учетом данных [8, 9] легирующие элементы можно разделить по их распределению в фазах и способу образования нитридов на три группы.

1. Карбидная группа: элементы входят преимущественно в карбиды типа МеС, а формирование сложных по стехиометрии нитридов происходит по карбонитридному механизму. К данной группе относятся такие сильные карбидо- и нитридообразующие элементы как Л, Zr, Ш.

2. Твердорастворная группа: элементы, формирующие нитриды при их непосредственном взаимодействии с азотом, растворенным в твердом растворе. Соответствующая этому механизму реакция: N+Me^MeN определяется взаимной диффузией азота и легирующих элементов и характерна для ^е, Сг, Мо, W, для которых затруднено карбидно-нитридное превращение.

3. Карбидотвердорастворная группа: элементы, присутствующие как в карбидах, так и в твердом растворе и занимающие промежуточное положение по их сродству к азоту и углероду. К таким элементам относят в первую очередь Сг и Vпри их концентрации в сталях не более 2.. .6 %. Для данной группы легирующих элементов нитриды могут формироваться как по карбидному принципу, так и согласно твердорастворного механизма.

Таким образом, при никотрировании легированных сталей строение однофазного у'-слоя или двухфазного (е+у') -покрытия может быть весьма сложным с точки зрения соотношения нитридных, карбидных и карбонит-ридных фаз.

Послойный анализ фазового состава поверхностных никотрирован-ных слоев показал, что основными вторыми фазами являются: нитридные соединения типов Ге2.^, ГеN карбонитрид Ге3(С^), а также карбиды типа Ме3С. В табл. 2 представлены результаты послойного анализа, в котором количество каждой фазы отражено относительными по параметру амплитуд соответствующих пиков рентгенограммами. Распределение нитридных, карбонитридной и карбидной фаз для исследуемых сталей различно как по поверхности, так и по глубине эффективного участка диффузионных зон. На поверхности никотрированных сталей процессы нитридообразования протекают более глубоко в случае микролегирования обоими добавками: ниобием и цирконием (рис. 1). При этом повышение концентрации никеля в сталях типа «БЦА» обусловливает значительное увеличение объема вторых фаз по сравнению с основной сталью №1 (25Х3М3НБЦА), причем дополнительное легирование стали «БЦА+5%оМ» вольфрамом (сталь №3) усиливает отмеченный эффект. На рис. 1 отмечается также, что соотношение объемов нитридной Ге2.^, (или Ге^ и Ге^ по отдельности) и особенно Ге^-фаз по отношению к карбонитридной фазе Ге3^,С) возрастает. В то же время для сталей класса «ЦА» (рис. 2, а) содержание нитридных Ге^ и Ге^-фаз по отношению к карбонитридной ничтожно мало, а введение дополнительных карбидообразующих вольфрама (рис. 2, б) и ванадия (рис. 2, в) не приводит к активизации процессов нитридообразования.

Распределения фаз по глубине диффузионных зон имеют одинаково монотонный характер для всех исследуемых сталей; причем «крутизна» характеристик значительней для сталей группы «БЦА». Закономерности распределения карбидной фазы подобны, причем максимальное количество соединений типа Ме3С наблюдается в сталях группы «БЦА», что можно объяснить наличием в них карбидообразующего ниобия.

Линеаризация кривых распределения исследуемых фаз по глубине никотрированного слоя в двойных логарифмических координатах позволила получить эмпирическое уравнение для количества любого соединения О в любой точке слоя Исл в интегральной интерпретации

С = СоН-Кс , (1)

где С0 - объемная доля фазы на поверхности диффузионной зоны.

В табл. 3 представлены полученные на основании анализа данных по фазовому составу значения параметров С0 и КС уравнения (1). Как видно из табл. 4, с повышением содержания в сталях никеля, способного растворяться в железной основе в значительных количествах, а также карбидообразующего вольфрама в сталях типа «БЦА» объемная доля всех нит-

167

ридов по отношению к карбонитридной фазе в «белом» слое возрастает.

Таблица 2

Содержание основных фаз по глубине никотрированных сталей

Номер марки стали Толщина слоя И, мкм Содержание фаз

Г^> Ре4Ы Рет^п Рез(^,С) Ме3С

1. №1 (БЦА) 0 0,21 0,01 0,22 0,38 0,66

10 0,24 - 0,24 0,53 0,67

25 0,23 - 0,23 0,63 0,66

75 - - - - 0,03

2. №2 (БЦА+М) 0 0,62 0,04 0,66 1,11 0,76

10 0,53 0,25 0,78 1,04 0,50

25 0,31 0,15 0,46 0,63 0,37

75 0,09 0,03 0,12 0,25 0,17

3. №3 (БЦА+М+Г) 0 0,73 0,31 1,04 1,12 1,73

10 0,44 0,20 0,64 0,85 1,12

25 0,08 - 0,08 0,33 0,37

75 - - - - 0,01

4. №4 (ЦА) 0 0,06 0,01 0,07 0,11 0,28

10 0,02 - 0,02 0,05 0,13

25 - - - - 0,13

75 - - - - 0,01

5. №5 (ЦА+Г) 0 0,16 0,01 0,17 0,17 0,45

10 0,06 - 0,06 0,07 0,31

25 0,02 - 0,02 0,07 0,27

75 - - - - 0,01

6. №6 (ЦА+К) 0 0,11 0,02 0,13 0,12 0,25

10 0,07 - 0,07 0,10 0,30

25 0,02 - 0,02 0,07 0,15

75 - - - - 0,01

7. №7 (25Х3МНЦА) 0 0,15 0,01 0,16 0,52 0,44

10 0,19 - 0,19 0,45 0,52

25 0,05 - 0,05 0,09 0,12

75 - - - - -

На рис. 3 представлены зависимости, отражающие изменение относительного содержания карбидной Ме3С, карбонитридной Ре3(И,С) и нитридных ГетИ на основе железа фаз по мере возрастания микротвердости никотрированных покрытий.

Рис. 1. Распределение нитридных ЕеN Ее3М, Ге4И и карбонитридной Ге3(М,С) фаз по глубине никотрированных слоев Нсл сталей типа «БЦА»

Рис. 2. Распределение нитридных Ге2М, Ге3М, Ге4М и карбонитридной Ге3(М,С) фаз по глубине никотрированных слоев Нсл сталей типа «ЦА»

Таблица 3

Значение эмпирических параметров уравнения (1) для нитридных, карбонитридной и карбидной фаз

Номер марки стали Параметр С0 Параметр КС

¥е2її Ее3Ы ¥е^ ¥ез(Ы,С) МезС ¥е2її ¥е3Ы ¥е^ ¥ез(Ы,С) МезС

№1 (БЦА) 0,06 0,26 1,01 след 0,80 0,21 0,40 0,26 след 0,14

№2 (БЦА+М) 0,11 0,40 0,50 0,32 0,50 0,46 0,12 0,18 0,32 0,19

№3 (БЦА+Ж/+Ж) 0,18 0,30 1,00 0,20 1,00 0,69 0,36 0,36 0,20 0,36

№4 (ЦА) след 0,02 0,16 след 0,16 - 0,31 0,35 след 0,41

№5 (ЦА+Ж) 0,08 след 1,00 след 0,15 0,68 - 0,36 след 0,49

№6 (ЦА+К) след след 0,04 след 0,15 - - 0,68 след 0,49

Таблица 4

Соотношение нитридных и карбидных фаз в «белом» слое никотрированных сталей

Номер марки стали ¥ез(Ы,С) ¥е2Ы ¥е3Ы ¥е4Ы Ме3С

№1 (БЦА) 1,00 0,17 0,32 0,07 1,95

№2 (БЦА+М) 1,00 0,20 0,38 0,28 0,68

№3 (БЦА+М+Ж) 1,00 0,25 0,40 0,34 1,56

№4 (ЦА) 1,00 - 0,25 - 2,34

№5 (ЦА+Ж) 1,00 - 0,17 - 1,50

iНе можете найти то, что вам нужно? Попробуйте сервис подбора литературы.

№6 (ЦА+К) 1,00 - 0,21 - -

№7 (25Х3МНЦА) 1,00 - 0,37 0,10 1,47

Достоверным экспериментальным фактом является то, что закономерности для классов «БЦА» и «ЦА» сталей различаются. Для первой группы сталей с ниобием и цирконием повышение твердости от марки №3 до марки №1 сопряжено с уменьшением содержания карбидной, карбонитридной и карбидных фаз. Подобное «аномальное» структурное явление, несмотря на прямую зависимость между содержанием легирующих элементов и микротвердостью, может быть сопряжено с влиянием на параметр твердости дополнительных, помимо фазового состава, факторов, например, пористости «белого» слоя. С другой стороны, микролегирование сталей ниобием в несколько раз, как видно из рис. 3, повышает удельную долю перечисленных выше фаз. С повышением содержания никеля в БЦА-сталях в «белом» слое возрастает от 3 до 5 раз содержание нитридных фаз ГетИ, до 3 раз карбонитридной Ре3(И,С) и карбидной Ме3С соответственно. Добавка в никелесодержащую сталь №3 (25Х3М3Н5ВБЦА) вольфрама

повышает содержание карбидной фазы типа Ме3С.

Мпкротвердость, Н» ----------------------------=»

Рис. 3. Характер взаимообусловленности параметров: плотности частиц второй фазы/и содержания карбидных Ме3С, карбонитридной Ге3(М,С) фаз в «белых» слоях и их микротвердость: о-о - плотность частиц/; А-А количество Ме3С-фазы;

- количество Ге3(М,С)-фазы (по горизонтальной оси с №1 по №7 обозначены марки никотрированных сталей)

Для второй группы сталей, микролегированных только цирконием, содержание фаз, хоть и в незначительной степени, возрастает коррелятивно с повышением микротвердости (или содержания карбидообразующих элементов) «белого» слоя. Однако фазовый состав поверхностного слоя сталей «ЦА» характеризуется более низким содержанием всех трех Ме3С, Ре3(И,С) и ГетЫ соединений.

Выводы

1. Фазовый состав «белого» слоя неравнозначен для классов сталей «БЦА» и «ЦА». В сталях первого типа в присутствии обоих микролегирующих элементов ниобия и циркония процессы нитридообразования протекают более глубоко. При этом легирование никелем обусловливает значительное увеличение объемов е- и у '-нитридных фаз.

2. Для сталей второго класса наличие карбидообразующих вольфрама и ванадия не приводит к активации процессов нитридообразования.

3. Зависимость объемов нитридных и карбонитридной фаз в «белом» слое от микротвердости имеет разнонаправленное изменение для «БЦА» и «ЦА» классов сталей: обратное для первого и коррелятивное (прямое) для второго.

Список литературы

1. Yu Qi. Азотирование стали 25 СГ // Heat. Treat Metals. 1994. No. 2. P. 40-41.

2. Лахтин Ю. М. Перспективы развития низкотемпературных процессов химико-термической обработки // Повышение надежности и долговечности деталей машин и инструмента методами химико-термической обработки. М.: МАДИ, 1981. С. 4-10.

3. Лахтин Ю. М., Коган Я. Д. Азотирование стали. М.: Машиностроение, 1976. 256 с.

4. Лахтин Ю. М., Коган Я. Д. Структура и прочность азотированных сплавов. М.: Металлургия, 1982. 240 с.

5. Прокошкин Д. А. Химико-термическая обработка металлов -карбонитрация. М.: Машиностроение, 1984. 240 с.

6. Cbyon S. D., Shih H. C. Структура и электромеханические свойства низкоуглеродистой стали, подвергнутой газовому азотированию // Mater. Sed. Anct. Eng. A. 1990. V. 129. No. 1. P. 108-117.

7. Теория и технология азотирования / Ю. М. Лахтин [и др.]. М.: Металлургия, 1991. 318 с.

8. Прогнозирование распределения твердости в азотированном слое сталей / Ю.М. Лахтин [и др.] // МиТОМ. 1986. № 1. С. 14-17.

9. Семенова Л. М., Пожарский А. В., Мешков А. М. Современное состояние и опыт внедрения процессов химико-термической обработки // МиТОМ. 1987. № 5. С. 12-14.

Маленко Павел Игоревич, канд. техн. наук, доц., [email protected]. Россия, Тула, Тульский государственный университет

ANALYSIS OF PHASE COMPOSITIONNIKOTRIRO VANNYH COATINGS

ON STRUCTURAL STEEL

P.I.Malenko

The paper presents the results of a study of the phase composition and structural characteristics of coatings on nikotrirovannyh hromomolibdenvanadievyh structural steels microalloyed with niobium and zirconium.

Key words: process nikotrirovaniya, phase composition, structural steel, alloying elements, the “white ” layer, the diffusion zone.

Malenko Pavel Igorevich, candidate of technical science, docent, [email protected], Russia, Tula, Tula State University

i Надоели баннеры? Вы всегда можете отключить рекламу.