CC BY
0А.Д. Грешилов, канд. техн. наук, доц.
Ю.П. Хараев, д-р техн. наук, проф., e-mail: kharaev@inbox. ru Восточно-Сибирский государственный университет технологий и управления, г. Улан-Удэ
А.М. Гурьев, д-р техн. наук, проф.
Алтайский государственный технический университет им. И.И. Ползунова, г. Барнаул
Б.Д. Лыгденов, д-р техн. наук, доц. Восточно-Сибирский государственный университет технологий и управления, г. Улан-Удэ
Мэй Шун Чи, д-р, проф.
Уханьский текстильный университет, Китай, г. Учан
УДК.669.1
ВЛИЯНИЕ ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СВОЙСТВА ЛИТЕЙНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ, ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ И НА ДИФФУЗИОННЫЕ ПРОЦЕССЫ ПРИ ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ
В работе представлены обобщенные результаты научных исследований авторов в течение последних лет. Показано влияние циклических тепловых воздействий на структуру деформируемых алюминиевых сплавов, на морфологию карбидной фазы инструментальной стали, на интенсификацию диффузионных процессов при химико-термической обработке стали.
Ключевые слова: температура, диффузия, фаза, сталь, сплав, инструментальная сталь.
A.D. Greshilov, Cand. Sc. Engineering, Assoc. Prof.
Yu.P. Kharaev, Dr. Sc. Engineering, Prof.
A.M.Gurjev, Dr. Sc. Engineering, Prof.
B.D. Lygdenov, Dr. Sc. Engineering, Prof. May Shun Chi, PhD, Prof.
EFFECT OF THERMOCYCLE TREATMENT ON THE PROPERTIES OF ALUMINUM-BASED CAST ALLOYS, TOOL STEEL AND DIFFUSION PROCESSES DURING CHEMICAL AND THERMAL TREATMENT
The paper summarizes the authors' research results over the recent years. It shows the effect of the cyclic thermal effects on the structure of deformable aluminum alloys, the morphology of the carbide phase of tool steel, on the intensification of diffusion processes during chemical and heat treatment of steel.
Key words: temperature, diffusion, phase steel, alloy tool steel.
Актуальная задача современного металловедения - изыскание новых возможностей изменения комплекса физико-механических свойств металлов в заданном направлении. Решение этой задачи требует совершенствования существующих и создания новых методов обработки металлов. Ее решение в ближайшие годы связывается с интенсивным распространением наряду с другими видами термической и химико-термической обработки (ХТО) термоциклической обработки (ТЦО) - термической обработки в условиях циклических тепловых воздействий [1-4].
В силу специфики процессов, происходящих в условиях циклических воздействий, при термоциклической обработке возможно изменение и кинетики, и механизмов процессов структурообразования, целенаправленное изменение комплекса свойств сплавов, а следовательно, надежности и долговечности изделий, из них изготовленных.
Известно, что ХТО сталей при некоторых циклически изменяющихся температурных режимах более эффективна, чем при постоянной температуре насыщения.
Основные недостатки традиционных способов ХТО во многом устраняются при совмещении этого процесса с ТЦО. Во-первых, те структурные изменения, которые получаются в результате ТЦО, ускоряют последующую диффузию атомов в металлическом материа-
ле, и использование ТЦО как предварительной ТО перед обычной ХТО представляется достаточно перспективным. Во-вторых, проведение ХТО в температурном режиме ТЦО является наиболее эффективным методом интенсификации химического насыщения поверхности деталей при одновременном улучшении их качества. В-третьих, использование ТЦО после ХТО в одном технологическом процессе исправляет перегрев (крупнозернистость) и другие дефекты структуры, получаемые обычно при высокотемпературной ХТО.
Трансформация микро- и субструктуры при термоциклировании литейных сплавов
Основные теоретические предпосылки использования в качестве предварительной и упрочняющей ВТЦО литейных алюминиевых сплавов сводятся к тому, что динамичность процесса ТЦО, многократное повторение циклов, включающих нагревы и охлаждения, позволяют:
- существенно интенсифицировать диффузионные процессы, структурно-фазовые превращения, повысить растворимость избыточных фаз в ^/-твердом растворе;
- значительно изменять дисперсность избыточных вторичных фаз, интенсифицировать процесс их сфероидизации и коагуляции;
- уменьшить микроликвационную неоднородность (гомогенизировать «¡/-твердый раствор).
Термоциклическая обработка сплавов предполагала циклические тепловые воздействия в области существования «^/-твердого раствора и в интервале температур, соответствующих его распаду.
Основные варианты ВТЦО, применяемые к термически упрочняемым литейным сплавам, приведены на рисунке 1. Температурные интервалы циклирования выбраны с учетом критических точек на диаграммах состояния соответствующих систем сплавов, рекомендуемых температур закалки, а также структуры сплава в литом состоянии [5, 14].
п, ци*гго4
Рис. 1. Участок диаграммы состояния А ('. — Ме и схемы ТЦО сплавов. 1\ — температура начала кристаллизации; Т"2 - температура конца кристаллизации; Т0 - температура сольвус с выделением стабильной фазы; '/';' - температура сольвус с выделением метастабильной фазы; Тзак - температура
нагрева под закалку
Ширина температурного интервала циклирования (\Г = У'тах-У'тт ) выбиралась с уче-
том химического состава сплава и структурно-фазовых превращений, проходящих в сплаве. Верхняя температура нагрева Ттх(Тзак) принималась постоянной и соответствовала
температуре, при которой происходит максимальное растворение легирующих элементов в ^/-твердом растворе, при этом исключалась бы возможность пережога из-за присутствия в
сплаве легкоплавкой эвтектики.
Нижняя температура интервала т^п являлась переменным фактором и выбиралась с учетом возможности циклирования как в области однофазного твердого раствора (Тзак -о Тсол где Тсол - температура начала распада ¿^/-твердого раствора), так и с переходом через линию сольвус Тзак О (> Т сП1). С понижением '/тт ширина температурного интервала циклиро-
вания увеличивается. Количество циклов в каждом температурном интервале циклирования выбирали с учетом возможности получения необходимых для данного сплава микро- и субструктуры, а также физико-механических свойств.
Проведенный анализ микро- и субструктуры исследуемых сплавов показал, что в процессе ВТЦО на трансформацию структуры оказывает влияние как ширина температурного интервала, так и количество циклов.
Трансформация микро- и субструктуры при ВТЦО сплава АЛ4 приводит к повышению дисперсности эвтектических составляющих и первичных выделений. При этом их степень диспергирования зависит от ширины температурного интервала циклирования и количества циклов. Результаты микроструктурного анализа представлены на рисунках 2, 3.
в)
Рис. 2. Микроструктура сплава АЛ4 после ВТЦО в интервале 535 О 25°С: а - 10 циклов; 6-15 циклов; в - 20 циклов. Масштаб 1:100
в) г)
Рис. 3. Микроструктура сплава АЛ4 после ВТЦО в интервале 535 О 450°С: а - 6 циклов;
6-10 циклов; в - 15 циклов; г - 20 циклов
Морфология карбидной фазы инструментальной стали
Металлографический анализ стали У8 после ТЦО показывает (рис. 4), что происходит значительное диспергирование карбидов, форма их становится сферической и расположение их в объеме металла становится более равномерным.
Наряду с крупными частицами, форма которых в ходе термической обработки эволюционирует к сферической, в объеме материала стали присутствуют мелкие частицы. Они наблюдаются двумя методами: оптической и электронной микроскопии. Соответствующие изображения приведены на рисунке 4 [6, 7].
Таблица 1
Объемные доли и размеры карбидов, определенные методами оптической и электронной микроскопии
№ образца Оптическая микроскопия Электронная микроскопия
крупные карбиды мелкие карбиды мелкие карбиды
доля (%) размер (мкм) доля (%) размер (мкм) доля (%) размер (мкм)
а 4,9 8,7х3,5 4,3 0,53 0,50 0,019 х 0,009
б 9,8 7,1х2,9 1,6 0,38 0,25 0,017 х 0,009
в 5,3 2,2 4,6 0,65 2,00 0,070 х 0,019
в) г)
Рис. 4. Мелкие частицы карбидной фазы (указаны стрелками), наблюдаемые методом оптической (а) и электронной (б) микроскопии в стали У8, подвергнутой термоциклической обработке (образец б)
При анализе таблицы 1 становится ясно, что ТЦО уменьшает размер крупных карбидных частиц и увеличивает размер мелких частиц, наблюдаемых только методом электронной микроскопии. Измельчение размеров карбидных частиц в среднем должно дать заметный эффект во внутренние напряжения и пластичность стали. Некоторое увеличение размеров
мелких карбидных частиц вполне компенсируется их развивающейся сфероидизацией. На примере таблицы 1 хорошо виден двойственный эффект воздействия ТЦО: по одним параметрам она увеличивает стабильность структуры стали, по другим - наоборот, удаляет ее от равновесия. Это проявляется в увеличении объемной доли карбидов с одновременным уменьшением их размеров.
Качественное сопоставление структур, возникающих при карбоборировании слоев в образцах А и Ац
Как показали проведенные исследования методами электронной микроскопии и рент-геноструктурного анализа, фазовый состав обоих карбоборированных образцов (образец А -после однократного нагрева и образец Ац - после термоциклирования) одинаков. Следует отметить, что в образце Ац на поверхности по данным рентгеноструктурного анализа обнаружено значительно больше В4С, чем в образце А.
Температура плавления эвтектики в системе В-С еще выше. А именно для эвтектики В4С-ВтСп - 2150 0С, для эвтектики В-В4С - 1900 0С. Наиболее низкая температура плавления эвтектики Fe-Fe2 В обусловлена большой разностью атомных радиусов железа и бора, которая стабилизирует жидкую фазу и аморфную структуру по сравнению с кристаллической структурой как при введении в железо бора, так и при отклонении фазы Fe2В от стехиометрии. Структура поверхностного слоя борированной стали в определенной степени связана с линейным свойством расплавов Fe-В. Судя по виду структуры поверхности в оптическом микроскопе и расположению в ней фазы В4С, диффузия при борировании проходит в весьма интересном фазовом состоянии вблизи от температуры плавления. В то же время оплавления ни одной из фаз не происходит, поскольку температуры плавления ни одной из фаз не достигается (борирование проходит при температуре 970-9900С, т.е. почти на 2000 ниже температуры плавления эвтектики Fe-Fe2B и Fe-FeзC). Отсюда можно сделать вывод, что борирова-ние проходит в таком режиме, что возникают неоднородные по концентрации кристаллические аморфные фазы и ускоренная диффузия при борировании во многом обязана их существованию в кинетике процесса. По-видимому, аморфные фазы реализуются только в условиях процесса борирования в виде тонких прослоек вдоль межфазных границ и границ зерен [8-10].
Таблица 2
Структурные уровни, подуровни и их масштаб в стали феррито-перлитного класса
№ Наименова- №
ур° ние уровня поду- Элемент структуры Масштаб
вня ровня
1.1 Отдельные атомы, их группы и кластеры 0,5-5,0 нм
1 Микроуро- 1.2 Дислокации 10 нм
вень 1.3 Частицы Бе3С (вторичные) 10-30 нм
1.4 Дислокационные сетки, субграницы 170-200 нм
1.5 Фрагменты дислокационной субструктуры 200-900 нм
2 Мезоуро-вень 2.1 2.2 2.3 2.4 Прослойки Ре3С по границам зерен а-фазы Пластины Бе3С в перлите Прослойки а-фазы в перлите Перлитные колонии 0,2-1,0 мкм 0.1-0,2 мкм 0,4-0,5 мкм 2-4 мкм
3 Уровень 3.1 Зерно перлита 5-20 мкм
зерна 3.2 Зерно а-фазы 5-200мкм
4 Макроуро- 4.1 Группы зерен 100-250мкм
вень 4.2 Образец в целом см
Бориды БегВ и FeB образуются путем реакционной диффузии вслед за движущейся межфазной границей, которая смещается в глубь a-Fe. На фронте этой границы возникновение аморфных прослоек и фаз весьма возможно.
В таблице 3 приведен фазовый состав образцов А и Ац, установленный всеми методами исследования. Оптическая микроскопия показала, что термоциклирование (образец Ац) привело к небольшому увеличению боридной зоны.
Электролитическое травление тонкой структуры термоциклированного образца показало, что его структура во многом подобна структуре образца А. Комплексный анализ распределения фаз на глубинах 70 и 100 мкм, выполненный всеми методами, показал, что верхние слои имеют сложный фазовый состав и дисперсную структуру.
Таблица 3
Сравнение фазового состава слоев борированной стали 10 в образце А и Ац, по данным рентгеноструктурного анализа и электронной микроскопии
№ Глубина слоя Фазовый состав
образец А образец Ац
1 Поверхность образца a + В4С +Fe2B + FeB +Fe3(C,B) + Fe23(C,B)6
IV V 100-150 200-250 350 500 a + Fe3(C,B) + Fe23(C,B)6 a + Fe3(C,B) + Fe23(C,B)6 a + Fe3C +Fe3(C,B) + Fe23(C,B)6 a+ Fe3(C,B) + Fe23(C,B)6 a + Fe3(C,B) + Fe23(C,B)6 a + Fe3(C,B) + Fe23(C,B)6 a + Fe3(C,B) + Fe23(C,B)6
VI 2,5 мм a + Fe3C+ Fe23(C,B)6 a + Fe3C +Fe3(C,B) + Fe23(C,B)6
6,5 м (центр) a + Fe3C+ Fe23(C,B)6 a + Fe3C+ Fe23(C,B)6
Детальное исследование структуры образца Ац выявило также некоторые различия в структуре образцов А и Ац. Так, плотность границ, образованных в переходной зоне в результате диффузии бора и вытеснения углерода с поверхности образца, оказалась выше. Глубина переходного слоя возросла до 1,5 мм (в образце А она составляла 1 мм). Наиболее интенсивные изменения имеют место, как и в образце А, до глубины 500 мкм. Поэтому основные исследования методом электронной микроскопии на фольгах были проведены именно внутри переходной зоны на глубине до 500 мкм, а именно 150, 250, 350 и 500 мкм. Исходная плотность границ зерен в образце Ац, как и в образце А, сохраняется на глубине 2,5 мм. Электронно-микроскопические исследования этого слоя выявили проникновение атомов бора и сюда [11-15].
Данные свидетельствуют о значительных структурных изменениях, возникающих в ходе борирования по обоим режимам. Основное изменение в дефектной структуре - увеличение плотности дефектов в борированных слоях. Этими дефектами являются дислокации, дислокационные петли и внутрифазные границы (субграницы и границы зерен).
Выводы
1. Результаты исследований механических свойств литейных сплавов, прошедших ВТЦО, показали, что основной эффект от ВТЦО проявляется, прежде всего, в возможности повышения пластических свойств для (сплава АЛ4), в повышении условного предела текучести (°"о,2) и относительного удлинения 5. На комплекс механических свойств влияют ширина температурного интервала и количество циклов.
2. В результате исследования образцов инструментальной стали, подвергнутых закалке после однократного нагрева и после термоциклирования, происходят следующие основные изменения: а) изменяется структура, размеры и морфология карбидов; б) одновременно снижается уровень внутренних напряжений.
3. Циклический нагрев и охлаждение значительно ускоряют кинетику диффузионных процессов при химико-термической обработке. Диффузия по границам зерен является главным механизмом карбоборирования, за исключением наружного слоя, где решающим фактором является реакционная диффузия.
Библиография
1. Даеиденкое Н.Н., Лихачев В.А. Необратимое формоизменение металлов при циклическом тепловом воздействии. — Киев, 1962. - 224 с.
2. Тихонов Л.В. Физика металлов и металловедение. - 1967. - Т. 23, вып. 4. - С. 577-584.
3. Федюкин В.К., Смагоринский М.Е. Термоциклическая обработка металлов и деталей машин. - Л.: Машиностроение, 1989. - 255 с.: ил.
4. Бельский Е.И., Гурин С.С., Понкратин Е.И. и др. Новое в изготовлении и упрочнении инструментальной оснастки. - Минск: Беларусь, 1986. - 112 с.
5. Конева Н.А., Козлов Э.В. Физическая природа стадийности пластической деформации // Структурные уровни пластической деформации и разрушения. - Новосибирск: Наука, 1990. -С.123-186.
6. Тофпенец Р.Л., Бельский С.Е., Шиманский И.И. Оптимизация режимов термоциклической обработки быстрорежущих сталей: Пути повышения эффективности использования материалов // Тез. докл. научн.-техн. конф., апр. 1983. - Минск, 1983. - С. 35-37.
7. Грешилов А.Д., Лыгденов Б.Д., Гурьев А.М. и др. Структура борированной инструментальной стали // Проблемы и перспективы развития литейного, сварочного и кузнечно-штамповочного производств: сб. науч. тр. X Междунар. науч.-практ. конф. - Барнаул, 2009. - С. 30-35.
8. Лыгденов Б.Д., Грешилов А.Д., Хараев Ю.П. и др. Исследование фазового состава и дефектного состояния градиентных структур борированной стали 45 // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2010. - Т. 7, № 1. - С. 79-83.
9. Крукович М.Г., Прусаков Б.А., Сизов И.Г. Пластичность борированных слоев. - М.: Физмат-лиг, 2010.-384 с.
10. Гурьев A.M., Хараев Ю.П., Гурьева О.А. и др. Исследование процессов диффузии в стали при циклическом тепловом воздействии // Современные проблемы науки и образования. - 2006. -№3,-С. 65-66.
11 .Гурьев А.М. Ворошнин Л.Г., Хараев Ю.П. и др. Термоциклическое и химико-термоциклическое упрочнение сталей // Ползуновский вестник. - 2005. - № 2-2. - С. 36-43.
12. Лыгденов Б.Д. Фазовые превращения в сталях с градиентными структурами, пролучеиными химико-термической и химико-термоциклической обработкой: дис. ... канд. техн. наук. - Новокузнецк, 2004. - С. 226.
13. Лыгденов Б.Д., Мосоров В.П., Мижитов А.Ц. Исследование фазового состава и дефектного состояния градиентных структур борированных сталей 45 // Вестник ВСГТУ. - 2011. - № 1 (32). -С. 25-31.
14. Бохоева Л.А., Перевалов А.В., Чермошенцева А.С. и др. Экспериментальное определение характеристик сопротивления усталости изделий авиационной техники // Вестник ВСГУТУ. - 2013. -№5 (44).-С. 46-53.
15 .Гурьев A.M., Лыгденов БД., Попова Н.А. и др. Физические основы химико-термоциклической обработки сталей. - Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 2008. - 250 с.
Bibliography
1. Davidenkov N.N., Likhachev V.A. Irreversible forming of metals under cyclic thermal exposure. -Kiev, 1962. -224 p.
2. Tikhonov Г. V. The Physics of Metals and Metallography. - 1967. - Vol. 23, N. 4. - P. 577-584.
3. Fedyukin V.K., Smagorinsky M.E. Thermocycle metal and machine parts treatment. - L.: Mashinostroenie, 1989. - 255 p.: ill.
4. Belsky E.I., Gurin S.S., Ponkratin E.I. et al. New in the tool outfit manufacture and hardening. -Minsk: Belarus. - 1986. - 112 p.
5. Koneva N.A., Kozlov E.V. The physical nature of plastic deformation stages // Structural levels of plastic deformation and fracture. - Novosibirsk: Nauka, 1990. - P. 123-186.
6. Tofpenets R.L., Belsky S.E., Shzymansky I.I. Optimization of thermocycling treatment of high speed steels: Ways to improve materials utilization efficiency // Proc. of Scientific Practical Conf., April 1983. -Minsk, 1983. - P. 35-37.
7. Greshilov A.D., Lygdenov B.D., Guriev A.M. et al. The structure of boron tool steel // Problems and prospects of casting, welding, forging and stamping production plants: Collection of scientific works of X international scientific-practical conference. - Barnaul, 2009. - P. 30-35.
8. Lygdenov B.D., Greshilov A.D., Kharaev Yu.P. et al. The phase composition and defect state of 45 boron steel gradient structures // Fundamental problems of modern material science. - 2010. - Vol. 7, N 1. - P. 79-83.
9. Krukovich M.G., Prusakov B.A., Sizov I.G. Plasticity of borated layers. - M.: Fizmatlit, 2010. -
384 p.
10. Guriev A.M., Kharaev Yu.P., Gurieva O.A. et al. The study of diffusion processes in the steel under cyclic thermal exposure // Modern problems of science and education. - 2006. - N 3. - P. 65-66.
11. Guriev A.M., Voroshnin L.G., Kharaev Yu.P. et al. Thermal cycling and chemical thermocycle hardening of steels // Polzunov Bulletin. - 2005. - N 2-2. - P. 36-43.
12. Lygdenov B.D. Phase transformations in steels with gradient structures obtained by chemical thermal and chemical thermocycle treatment: Diss. ... Cand. Sc. Eng. - Novokuznetsk, 2004. - P. 226.
13. Lygdenov B.D., Mosorov V.l., Mizhitov A.Ts. Phase composition and defect state gradient structures of borated 45 steel // ESSUTM Bulletin. - 2011. - N1 (32). - P. 25-31.
14. Bokhoeva L.A., Perevalov A.V. Chermoshentseva A.S. et al. Experimental determination of aeronautical engineering fatigue resistance characteristics // ESSUTM Bulletin. - 2013. - N 5 (44). - P. 46-53.
15. Guriev A.M., Lygdenov B.D., Popova N.A. et al. Physical basis of chemical and thermocycle treatment of steels. - Barnaul: AltSTU Press, 2008. - 250 p.
