Стали, подвергаемые азотированию

Азотирование применяется для упрочнения разнообразных сталей: конструкционных, инструментальных, коррозиенностойких, жаропрочных и, наконец, мартенситно-стареющих.

Сталью, разработанной специально для азотирования в начале 30-х годов, является конструкционная сталь 38ХМЮА состава: 0,35—0,42% С, 1,35—1,65% Сr, 0,15—0,25,% Мо и 0,7—1,1% А1. Сталь после азотирования обладает высокой твердостью (1100—1200 НУ) и износостойкостью и применяется для изготовления зубчатых колес, гильз цилиндров, червяков, шпинделей втулок и других деталей ответственного назначения. Перед азотированием сталь 38ХМЮА подвергается термоулучшению (закалка 930—950° в воде или масле, от­пуск 600—650°, превышающий на 50—100° максимальную температуру азотирования) для получения оптимальных механических свойств сердцевины (σ_в=1000 МПа, σ_0,2 =850 МПа, а_н = 90 Дж/см²). Однако для изготовления сильно нагруженных крупных деталей эта сталь непригодна, так как полная прокаливаемость этой стали достигается лишь при диаметре - ~50 мм, и механические свойства сравнительно невысоки. Наличие в стали алюминия значительно усложняет технологию выплавки, горячей механической обработки, термообработки, самого азотирования и финишных операций— шлифования, хонингования. Стали свойственны различного рода металлургические дефекты, при термической обработке она чувствительна к изменению состава в. пределах марки (либо недостаточная закаливаемость и прокаливаемость, либо склонность к образованию закалочных трещин). Азотированный слой на стали 38ХМЮА, содержащий алюминий на верхнем пределе, обладает значительной хрупкостью, изделия в процессе азотирования обнаруживают большую склонность к деформациям. После финишных операций механической обработки сталь склонна к образованию поверхностной «сыпи» и шлифовочных трещин.

Более технологичной является сталь 38ХВФЮА, содержащая пониженное количество алюминия—0,4—0,7%. Твердость азотированной поверхности у этой стали ниже — 900—950 HV, слой менее хрупок, прочность, вязкость и прокаливаемость находятся на том же уровне, что и у стали 38ХМЮА.

Для изготовления деталей, допускающих меньшую твердость упрочненных поверхностей, широко применяют конструкционные стали, не содержащие алюминий. Эти стали более технологичны, имеют более высокие механические свойства, но пониженную твердость слоя—650—900 HV. К таким сталям относятся цементуемые стали марок 18Х2Н4ВА, 20ХГН2МФ, 20ХЗМВФ, термоулучшаемые высокопрочные стали марок 38ХНМФА, 40ХНМА, 38ХЗМФ, 38ХГМ и др. Эти стали применяют для тяжелонагруженных деталей, работающих в условиях циклических изгибных или контактных нагрузок, а также износа.

Как уже указывалось, существенный недостаток азотирования — его длительность. Повышение температуры азотирования, конечно, может интенсифицировать диффузию азота, однако это ухудшает свойства сердцевины и значительно снижает твердость слоя за счет коагуляции нитридов в вышеуказанных сталях. Оказывается, что легирование стали титаном, образующим устойчивые нитриды, не только способствует получению высокой твердости на поверхности (900—1000 HV) после азотирования при 600°, но и значительно ускоряет формирование слоя. Наилучшие свойства имеют стали с соотношением Ti/C от 6,5 до 9,5.

Такими сталями, например, являются две ферритные титаносодержащие стали ЗОХТ2 и ЗОХТ2НЗЮ, обладающие хорошим комплексом свойств и рекомендуемые для деталей, работающих в условиях повышенного износа и усталости, хотя и не воспринимающих значительных ударных нагрузок.

Для повышения износостойкости, теплостойкости при сохранении комплекса механических свойств для азотирования рекомендуются стали, применяющиеся для холодного и горячего инструмента.

Кратковременное азотирование (δ_слоя = 0,01—0,025 мм) инструмента из быстрорежущих сталей повышает стойкость в 1,5—2 раза, что обеспечивается высокой твердостью 1300— 1400 HV и теплостойкостью (твердость 700 HV сохраняется до 700° С). В штамповых сталях ЗХ2В8Ф, ЗХ5В2ФС, обла­дающих повышенной вязкостью, глубина слоя может достигать 0,2—0,25 мм. Твердость таких сталей после азотирования достигает 1100—1250 HV при высокой теплостойкости— 670—680° С.

Достаточно широко начинает применяться азотирование нержавеющих высокохромистых (12Х13, 20Х13 и др.) и хромоникелевых аустенитных сталей (Х18Н9Т, Х14Х14В2М и др.) с целью повышения твердости, износоустойчивости и эрозионной устойчивости. Глубины упрочнения у этих сталей невелики, а на аустенитных сталях азотирование вообще не позволяет получить слой более 0,12—0,15 мм (560° С). Для аустенитных сталей можно проводить и высокотемпературное азотированяе при 700—800°, однако это приводит к падению азотного потенциала, интенсивному отводу азота вглубь, из-за чего твердость поверхности снижается, развивается общая хрупкость с потерей жаропрочности и окалиностойкости.

Возможно также довольно успешное азотирование мартенситно-стареющих сталей. Например, азотирование стали Н18К9М5Т при 450—500° С приводит к образованию нехрупких диффузионных слоев глубиной до 0,2—0,25 мм с поверхностной твердостью до 900 HV. При этом повышается сопротивление износу и задиру, а также увеличивается предел усталостной выносливости. На высоком уровне сохраняются прочность и вязкость сердцевины.

§ 8. Влияние параметров азотирования и легирования стали на скорость процесса газового азотирования. Структура азотированного слоя

Влияние при азотировании параметров газовой среды, температуры процесса, степени и качества легирования стали на формирование диффузионных сдоев и их структуру чрезвычайно сложно и многообразно. Ранее был рассмотрен случай формирования диффузионного слоя при азотировании железа при температурах ниже эвтектоидной (590° С) (.см. рис. 7 и 16). Если сравнить его с диаграммой Лерера на рис. 17, то окажется, что при используемых степенях диссоциации аммиака слой состоит главным образом из ε, γ' и а - фазы. Так как скорость роста слоя определяется диффузией в этих фазах, то коэффициент диффузии азота может служить хорошей оценкой этого роста.

Если, например, в а - фазе при 550° С D_n^α ~1,0•10 ^-8 см²/ с, то D_n^ε= 1,5•10 ^-10 см²/ с, т. е. скорость роста ε- фазы чрезвычайно мала (при указанной температуре - ~ 20—30 мкм при τ= 12—24 ч).

В основном развивается зона α- фазы, хотя потенциал для ее насыщения мал (максимальная растворимость при 550° на границе а /γ' составляет 0,08% азота). Надо отметить, что γ '- фаза вследствие малой области гомогенности и близости по составу к ε - фазе, получает незначительное развитие и ее возможно обнаружить лишь при очень длительном азотировании.

Углерод в стали способствует уменьшению D_n^a и D_n^ε. При температуре выше эвтектоидной должна появляться также у-фаза, которая при медленном охлаждении образует эвтектоид а + γ'; это еще более усложняет структуру слоя.

Коэффициент диффузии азота в y-фазе невысок, он приблизительно в 50 раз ниже, чем в а -фазе. При температурах выше 590° существенного роста ε- фазы не наблюдается (рис. 19), а после 700˚, за счет ускорения отвода азота в γ - и а - фазах, глубина ε- фазы даже уменьшается (уменьшается также и азотный потенциал среды за счет более полной диссоциации аммиака).

При введении в сталь легирующих элементов изменяется растворимость азота в а - фазе, легирующие элементы растворяются в ε- и γ'- фазах, образуя сложные нитриды; образуются и самостоятельные нитриды легирующих элементов. Ю. М. Лахтиным показано, что легирующие элементы, растворенные в феррите, уменьшают (за исключением А1) содержание азота в ε- фазе (рис. 20) и саму толщину ε- фазы.

Рис. 20. Влияние легирующих элементов на концентрацию азота

Уменьшение глубины диффузионной зоны а - фазы (рис. 21) за счет легирования большинством элементов связывается со снижением коэффициента диффузии азота в присутствии этих элементов.

Однако эти данные не совсем совпадают с положениями термодинамики взаимодействия и кинетики диффузии элементов внедрения. Несколько противоречивы и данные по влиянию переходных элементов — молибдена, хрома, титана, ванадия и других на растворимость азота в а - фазе. По данным Ю.М.Лахтина и А. В. Белоцкого Мо, Сr довольно значительно повышают растворимость азота в а - фазе. Однако значительно более низкая свободная энергия образования нитридов хрома, молибдена и тем более ванадия по сравнению с железом указывает на снижение растворимости азота в а - твердом растворе под влиянием этих элементов. Экспериментальные данные для системы Fe—Мn—N убедительно свидетельствуют о снижении растворимости азота в а -фазе под влиянием марганца. Если рассмотреть влияние нитридообразующих элементов на твердость поверхностных слоев.

(см. рис. 21), то твердость а - фазы существенно растет за счет образования специальных нитридов, когерентно сопряженных с матрицей. Механизм этого упрочнения связывается с образованием зон по типу зон Гинье—Престона. Образующиеся сегрегации таким образом являются стоками для атомов азота, поэтому, по-видимому, увеличение содержания азота в а - фазе, легированной Мо, Сr, V, Ti и у. д., только кажущееся. Увеличение растворимости получается за счет суммарного содержания азота, находящегося как в твердом растворе, так и в нитридах, хотя экспериментально это обнаружить достаточно сложно.

Таким образом, однозначно можно только считать, что нитриды легирующих элементов упрочняют матрицу, однако кинетика роста фаз в присутствии легирующих элементов нуждается в доработке. По-видимому, при азотных потенциалах атмосферы, не превышающих предела растворимости азота в а - железе, кинетика роста зоны под влиянием нитридообразующих элементов соответствует механизму внутреннего азотирования (по аналогии с внутренним окислением), при больших же потенциалах кинетика роста усложняется из-за влияния указанных элементов на растворимость а, γ' и ε- фаз.

На примере стали 38ХМЮА рассмотрим структуру слоя после азотирования. При температурах ниже эвтектоидной на поверхности располагается тонкая ε- фаза (иногда и а - фаза), которая при охлаждении распадается с выделением легированной -g-фазы—(Fe, M)₄N. Непосредственно к этому слою прилегает слой, состоящий из ε + γ' + α- фаз, причем ε- фаза присутствует только по границам зерен. Основная же часть слоя, имеющая повышенную травимость по сравнению со структурой сердцевины (сорбит), состоит из а -фазы с избы­точной γ'- фазой, карбидов МзС, полученных в процессе отпуска закаленной стали перед азотированием, и чрезвычайно дисперсных сложных нитридов легирующих элементов, которые могут наблюдаться только при электроноскопическом анализе.

Развитие зоны сплошных нитридов Нежелательно, так как это приводит к повышению хрупкости. При повышении температуры азотирования до 560—600°, несмотря на увеличение размеров ε- фазы, хрупкость снижается, что связывается с уменьшением содержания азота в этой фазе. Так как концентрация азота в а - фазе снижается при уменьшении температуры (см. рис. 16), то при быстром охлаждении от температуры азотирования образуется пересыщенный твердый раствор, который при комнатных температурах, а особенно при 50—300° С, распадается с образованием пластинчатых выделений а ’’-фазы (Fe₁₆N₂), когерентно связанных с матрицей. Однако образование этой фазы идет лишь при искусственном старении (80—150°), при комнатных же температурах идет образование ГП-зон. Образование ГП-зон и когерентной α"-фазы сопровождается довольно значительным упрочнением. Повышение температуры старения выше 300° приводит к срыву когерентности, образованию стабильной γ'- фазы Fe₄N и разупрочнению матрицы. Аналогичное явление наблюдается и в легированном феррите, что также влияет на упрочнение.

Формирование структуры при ионном азотировании в принципе аналогично, однако считается, что при бомбардировке ионами образуются сначала нитриды, а потом идет образование зоны азотистой а- фазы. При этом в меньшей степени развивается граничная диффузия азота и приграничных выделений нитридов практически не наблюдается. В безуглеродистой азотной плазме зона соединений образуется только на основе нитрида Fе₄N(γ'). В течение первых 1—2 ч толщина ее достигает 6—8 мкм и далее с течением времени не растет (рис. 22, а). Если в плазме содержатся углеродосодержащие элементы, то образуется ε- карбонитрид Fe_2-3(NC) (.рис. 22,6). Оптимальная толщина этого слоя 8—15 мкм.

Одно из преимуществ ионного азотирования — регулирование технологических параметров и возможность оптимизации фазового состава и строения диффузионной зоны.

Структура поверхностных слоев после азотирования нержавеющих, инструментальных и других сталей достаточно многообразна и специфична. Так например, структура азотированных поверхностных слоев нержавеющих высокохромистых сталей типа 2Х13 при температурах ниже эвтектоидных состоит из ε + γ' + а - фаз с выделениями нитрида CrN; далее идет зона а + CrN, за которой следует основа а + Сr₂₃С₆.

Дата добавления: 2015-07-08