Особенности процесса науглероживания инструментальных сталей для повышения стойкости штампового инструмента Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

УДК 669.539.43

ОСОБЕННОСТИ ПРОЦЕССА НАУГЛЕРОЖИВАНИЯ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ ДЛЯ ПОВЫШЕНИЯ СТОЙКОСТИ ШТАМПОВОГО ИНСТРУМЕНТА

© 2016 Н. А. Костин1, Е. В. Трусова2, В. И. Колмыков 3

1канд. техн. наук, доцент кафедры общетехнических дисциплин e-mail: nikolay-kostin@yandex. ru

2канд. техн. наук, доцент кафедры общетехнических дисциплин e-mail: ev. trusova@yandex. ru

Курский государственный университет

3докт. техн. наук, профессор кафедры машиностроительных технологий и оборудования

e-mail: svarka-kstu@.mail.ru

Юго-Западный государственный университет

В работе отражены особенности процесса науглероживания инструментальных сталей. Показано влияние легирующих элементов на процесс цементации стали и использование высокоактивной насыщающий среды для эффективного упрочнения штампов.

Ключевые слова: инструментальные стали, нитроцементация, штамповый инструмент

Одной из главнейших задач, стоящих в настоящее время перед штамповым производством, является повышение долговечности сложного и дорогостоящего штампового инструмента. Эта задача может быть решена путём создания на поверхности штамповых сталей структур, насыщенных большим количеством твёрдофазных включений, что, в свою очередь, может быть достигнуто интенсивным науглероживанием таких сталей до заэвтектоидных концентраций [Хорошайлов, Гюлиханданов 1980].

Скорость процесса цементации стали определяется в основном скоростью диффузии углерода в у-твердом растворе. Для нелегированного аустенита коэффициент диффузии углерода выражается уравнением

_ Q_

Dyc = (0,07 + 0,06%C) ■ eRT, (1)

где Q - энергия активации диффузии углерода (131,3 кДж/моль);

R - газовая постоянная;

Т - абсолютная температура.

Из приведённой зависимости следует, что концентрация самого углерода в аустените интенсивно влияет на коэффициент диффузии в сторону увеличения, что, по-видимому, связано с увеличением искажения кристаллической решётки и

возникновением вследствие этого поля напряжении, под действием которого ускоряется частота перескока атомов в кристаллической решётке.

Коэффициент диффузии связан с термодинамической активностью диффундирующего элемента, в частности углерода, следующим выражением:

д \пус Х

DC = kTbC

1 +

д In NC

\ C /

(2)

где к - постоянная Больцмана;

Ьс - подвижность, являющаяся функцией состава стали при постоянной температуре;

ус - коэффициент активности;

N - атомная доля компонента (углерода) в растворе.

Для идеального раствора ус = 1, при этом атомная доля элемента в растворе равна его активности, то есть N = ас. Выражение (2) указывает на связь коэффициента диффузии с термодинамическими параметрами твёрдого раствора и может быть использовано для получения зависимости коэффициента диффузии углерода от системы и степени легирования стали.

В работе М.А. Кримштала [1972] даётся следующая зависимость для отдельного

/С

/С

Ре-С

0,58 + 0,0384А1 + 0,01 Ш + 0,014Ж -

?спл

коэффициента активности углерода С -C в легированном аустените:

f -C

.ГСПЛ ~спл сF

Je ae .

Се-С ост арсе-с ' (3)

- 0,018Мп - 0,0176Мо - 0,03 8Сг - 0,123К - 0,1947?, где ас"л и а¥се~с - активность углерода в легированной стали (сплаве) и в нелегированной стали;

с и с - концентрация углерода в легированной стали и в нелегированной

стали соответственно, %;

Б1, А1, N1, Мп, Мо, Сг, V, Т1 - содержание соответствующих легирующих элементов в стали, %.

Наиболее удовлетворительное совпадение расчётных результатов, полученных по уравнениям (2) и (3), и экспериментальных результатов наблюдается для /Сс™=

0,7...1,2, то есть для эвтектоидных и заэвтектоидных низко- и среднелегированных сталей. Таким образом, приведённые выше рассуждения будут справедливы для основных марок штамповых сталей.

При значительном снижении термодинамической активности углерода ( /С < 0,7) под влиянием большого количества хрома, марганца и других карбидообразующих элементов величина коэффициента диффузии Вус существенно изменяется, что

указывает на смену механизма диффузии под влиянием кинематических факторов (параметр ЬС в уравнении (2)).

Как известно, интенсивность науглероживания стали определяется не только коэффициентом диффузии, но и градиентом концентрации углерода по глубине

диффузионного слоя. Распределение углерода по глубине слоя достаточно хорошо описывается уравнением

Сх - C° = (\- erf —Х= \ (4)

с„ - с° { J i4dTJ w

где СХ, С0, Сп - соответственно концентрация углерода на глубине Х, исходная концентрация углерода в твёрдом растворе и концентрация углерода на поверхности цементуемой стали;

erf - табулированная функция ошибок Гаусса;

т - время насыщения.

Предельную концентрацию углерода на поверхности цементуемой стали отражает равновесный потенциал взаимодействия науглероживающей среды с поверхностью стали. При этом один и тот же состав науглероживающей атмосферы при различных значениях термодинамической активности углерода в твёрдом растворе (из-за наличия в нём легирующих элементов) может дать отличные значения равновесного потенциала. Элементы, снижающие термодинамическую активность углерода в аустените (карбидообразующие элементы), повышают его равновесную концентрацию на поверхности (Сп в уравнении (4)), другие элементы действуют наоборот.

Таким образом, можно сделать вывод о двояком влиянии легирующих элементов на процесс цементации стали. Например, карбидообразующие элементы (Cr, Mo, W и др.), снижая коэффициент диффузии углерода в аустените, что должно уменьшать скорость цементации, повышают градиент потенциала по углероду, что, наоборот, должно увеличивать скорость науглероживания. При этом противоположное влияние уравновешивается и скорость цементации низколегированных сталей мало отличается от скорости цементации нелегированных сталей.

Высоколегированные стали (содержащие более 10% легирующих элементов), к которым относится достаточно большое количество штамповых сталей, ведут себя при цементации иначе - процесс их науглероживания значительно более медленный, чем процесс цементации углеродистых или низкоуглеродистых сталей. Главная причина этого замедления - малая растворимость углерода в высоколегированном аустените и низкое значение коэффициента диффузии, поскольку диффузия протекает с образованием избыточной карбидной фазы в поверхностных объёмах металла.

Выделение карбида (цементита) из пересыщенного аустенита описывается реакцией

С + 3Fe = Fe3C. (5)

Так как цементит находится в равновесии с аустенитом, можно записать:

FeC= ln

(< J- aC

\ ге/ с ' (6)

где Ьр с - произведение активности компонентов в аустените; ауРе - активность железа в аустените; аус - активность углерода в аустените.

В бинарной системе (Те-С) при некоторой концентрации углерода достигается предельное значение его активности, соответствующее равновесному значению ЬРе с.

Дальнейшее повышение притока углерода в сталь, что возможно при использовании высокоуглеродистых науглероживающих сред, не приводит к изменению состава аустенита, а увеличивает содержание избыточного цементита. Из этого следует, что скорость дальнейшего науглероживания бинарной (Бе-С) системы должна заметно сократиться в связи с отсутствием градиента концентрации углерода в поверхностном слое (аустенит будет иметь одинаковый состав, соответствующий максимальной растворимости в нём углерода).

Диффузия в образовавшемся на поверхности избыточном аустените почти не происходит. Коэффициент диффузии углерода в аустените описывается формулой

D^ = 1,22 -10

_-43. -4 e"RT

(7)

Малые величины энергии активации (43 кДж/моль) и предъэкспонинциального множителя (1,22 10-4) свидетельствуют о возможности протекания в цементите только граничной диффузии. При цементации стали в атмосфере с очень высокой науглероживающей способностью после насыщения твёрдого раствора углерод будет диффундировать по границам зёрен, образуя цементитную сетку. Образование сфероидизированного цементита, который служит упрочняющей фазой в штамповых сталях, при цементации сталей невозможно. Это возможно только в сталях, легированных карбидообразующими элементами, с использованием высокоактивных карбюризаторов.

Штамповые стали обычно содержат такие легирующие элементы, как хром, марганец, никель, молибден, вольфрам, ванадий, титан и др., которые вводятся в состав сталей чаще всего в различных комбинациях, чтобы удовлетворить требования по прочности, теплостойкости и другим свойствам, предъявляемые к этим сталям. По стойкости карбидов легирующие элементы, присутствующие в штамповых сталях, можно расположить в следующем порядке (по возрастанию стойкости): Бе, Мп, Сг, Мо, V, Т [Тихонович и соавт. 1975].

Хром, занимающий в этом ряду промежуточное положение, наиболее сильно способствует усвоению углерода сталью по сравнению с другими карбидообразующими элементами (рис. 1).

0 2 8 10 Содержание легирующих элементов %

Рис. 1. Зависимость содержания карбидов в структуре цементованных слоёв на глубине 0,05. 0,10 мм от концентрации легирующих элементов в сплавах железа: 1- с Мп; 2 - с V; 3 - с Сг

Такое действие хрома обусловливается тем, что он ускоряет реакцию на поверхности стали и в то же время, вследствие изменения активности углерода в стали, увеличивает диффузию его в глубину металла. Однако самое главное - хром способствует образованию карбидной фазы в зернистом виде, причём карбидные зёрна рассредоточены в твёрдом растворе. Другие легирующие элементы способствуют образованию карбидов в виде корки на поверхности и сетки по границам зёрен (рис. 2).

а) б)

Рис. 2. Микроструктуры цементованных слоёв сталей (*500), легированных 2% Мо (а) и 2,48% Сг (б)

В структуре диффузионного слоя хромистой стали имеются свободные участки твёрдого раствора, по которым углерод может проникать относительно свободно между карбидными зёрнами на большую глубину, формируя износостойкий поверхностный слой.

При этом приток углерода из насыщающей среды должен быть достаточно большим для того, чтобы сформировать избыточные карбиды и обеспечить необходимую глубину цементации. На рисунке 3, полученном при обработке экспериментальных данных по цементации сталей с различным содержанием хрома, показано влияние этого содержания на необходимую активность насыщающей среды.

Рис. 3. Влияние хрома на активность науглероживающей среды для образования в диффузионном слое избыточных карбидов

Таким образом, можно заключить, что для эффективного упрочнения штампов цементацией необходимо детали изготавливать из хромистых (в качестве главного легирующего элемента) сталей, а для науглероживания использовать высокоактивные насыщающие среды, например предложенную нами [Костин и соавт. 2013] пасту на основе аморфного углерода и жёлтой кровяной соли.

Библиографический список

Кримштал М.А. Механизм диффузии в железных сплавах. М.: Металлургия, 1972.

Моргунов Б.М., Томилин А.И., Шварцман Л.А. Термодинамика железоуглеродистых сплавов. М.: Металлургия, 1972.

Способ нитроцементации деталей из штамповых сталей: патент № 2501884 от 20.12.13. Заявитель: ФГБОУ ВПО «Курский государственный университет». Авторы: Н.А. Костин, Е.В. Трусова, В.И. Колмыков, Д.В. Колмыков.

Тихонович В.И. Карбидные фазы в сплавах Fe-Cr-Mo-C, влияние их на износостойкость / В.И. Тихонович, В.В. Горский, О.И. Коваленко, Е.К. Иванова // Литые износостойкие сплавы. Киев: Наукова думка, 1975.

Хорошайлов В.Г., Гюлиханданов Е.Л. Химико-термическая обработка стали. Л.: ЛПИ им. Калинина, 1980.