Методология разработки технологий химико-термической обработки на основе моделирования диффузионных процессов (1024694), страница 34

Просмтор этого файла доступен только зарегистрированным пользователям. Но у нас супер быстрая регистрация: достаточно только электронной почты!

Текст из файла (страница 34)

Вместе с тем, до отпуска после закалки с920 °С отмечалась низкая концентрация никеля на граница зерен (в 2,0-2,5раза меньше, чем в объеме), что позволило исследователю сделать выводоб отрицательной адсорбционной активности никеля к границам зеренстали, находящейся в аустенитном состоянии.Вработе[326]мессбауэровскимметодомядернойгаммо-резонансной спектроскопии исследовался модельный сплав на основежелеза, содержащий 4 % хрома, в том числе при отжиге при температуре950 °С установлен факт расслоения сплава на области с высоким и низкимсодержанием хрома.

По данным [89] в стали, содержащей 0,35 % углеродаи 5,0 % хрома, также отмечается расслоение на области высокой (12,8 %ат.) и низкой (2,38 % ат.) концентрации хрома при температуреаустенизации 1200 °С в течение одного часа.Какпредставляется,ввидуменьшейподвижностихромаи,соответственно, более сильной связи с дефектами кристаллическогостроения при более низких температурах (до 1000 °С) ожидается еще болеесильное проявление данного эффекта.Изложенныеданные(нитроцементованного)слояостроениицементованногокомплексно-легированныхтеплостойкихсталей 20Х3МВФ-Ш и 16Х3НВФМБ-Ш (ВКС-5) положены в основу235разработанныхфизическойиматематическоймоделейвакуумноймоделивакуумнойцементации зубчатых колес из указанных сталей.4.2 Разработкафизическойиматематическойцементации сталей типа 20Х3МВФ-Ш и 16Х3НВФМБ-ШПоложения физической модели вакуумной цементации комплекснолегированных теплостойких сталей типа 16Х3НВФМБ-Ш (ВКС-5), а такжевыражения математической модели разработаны в [267, 327].Как показано выше, большая часть карбидообразующих элементов втеплостойких сталях при цементации перераспределяются в карбиднуюфазу сложного состава.

Соответственно в поверхностной зоне возникаетградиент концентрации легирующих элементов в твердом растворе.Указанные элементы весьма значительно влияют на диффузионныймассоперенос углерода [206, 208]. Поскольку концентрация хрома в сталиВКС-5 кратно превосходит содержание других легирующих элементов,влиянием этих элементов на скорость диффузии углерода представляетсявозможным пренебречь.Таким образом, физическая модель цементации (рисунок 4.2)комплексно-легированных сталей включает в себя совокупность этаповформирования диффузионного слоя (А-Г), сущность которых составляетна активных стадиях повышение насыщенности поверхностного слояуглеродом, сопровождающееся (начиная со стадии Б) соответствующимипроцессамикарбидообразованияпоразличныммеханизмам,обусловленным концентрацией углерода и легирующих элементов в стали.Насоответствующихперераспределениесопровождающеесяпассивныхуглеродавуменьшениемстадияхглубь(А1-Г1)происходитнасыщаемогоконцентрацииметалла,углеродавповерхностном слое, которое обусловливает соответствующие изменения вфазовой структуре обрабатываемой стали (см.

рисунок 4.2).236Рисунок 4.2 – Структуракомплексно-легированныхфизическойсталей:моделиА-Г–вакуумнойэтапыцементацииформированиядиффузионного слоя в ходе активных стадий; А1-Г1 – процессы,отвечающие соответствующим этапам в ходе пассивных стадий [267]Учитываяизложенноевыше,моделированиеформированияцементованного слоя для стали ВКС-5 сводится к совместному решениютрех задач:1) расчет массопереноса углерода из активной среды и егодиффузионного перераспределения по толщине слоя с учетом стоковсвободных углерода и хрома в карбиды;2) зарождение, рост и растворение (на пассивной стадии процессавакуумной цементации) частиц легированного цементита;3) образование по механизму внутреннего науглероживания II родаспециальных карбидов.237Поскольку в настоящей работе исследовали случай гетерогенногозарождения, то не представляется возможным принять допущение оравномерномислучайномзародышеобразованиивпределахрассматриваемого объема.

Кроме того, так как в твердом раствореизменение размера частиц новой фазы лимитируется диффузией, тоскорость роста выделений не линейна. В связи с этим системудифференциальныхуравнений,описывающихзарождениеирост(растворение) частиц новой фазы, решали численно.Диффузионный массоперенос углерода и хрома с учетом стоков вкарбиды описывается следующей системой дифференциальных уравнений,вытекающей из соотношений II закона Фика для трехкомпонентнойсистемы [267]:CC  C CC    C CCr  CCK  DC;   DCrx x  x x  KCCr  Cr CC    Cr CCr  CCr  DC,   DCr(4.1)x x  x x  где–времяпроцесса,x–расстояниеотповерхности;CC и CCr – концентрации углерода и хрома в твердом растворесоответственно; CKC и CKCr – концентрации углерода и хрома в карбидах;DCC и DCrCr – коэффициенты диффузии в аустените углерода и хрома,зависящие от температуры процесса, концентрации насыщающих илегирующих элементов, которые определяли по эмпирическим формулам(см.

выражение (3.2) зависимости DCC согласно C. Wells и R.F. Mehl,приведенное в [316], с учетом поправок к нему в зависимости отлегирования стали согласно [317]; данные S. Ueda о зависимости DCrCr оттемпературы в аустенитной области [328]); DCCr и DCrC – коэффициентывзаимного влияния градиентов концентрации углерода и азота, из которыхсогласно [189]: DCrC  0; DCCr = 1,46·10-8 см2/с при температуре 900 °C.

Для238температуры, равной 940 °С, в настоящей работе принята приблизительнаяоценка: DCCr  2,5·10-8 см2/с.Граничными и начальными условиями системы дифференциальныхуравнений (4.1) являются:а) при  = 0: CC= C0C;б) на стадии диффузионного насыщения углеродом (активной стадии) –DСCCC ( x  0)CCr ( x  0) DCCr 1  PK  C  C  CC ( x  0)   0,xx(4.2)где С – углеродный потенциал, С – коэффициент массопереноса,PK – доля карбидной фазы на поверхности, через которую массопереносуглерода не происходит;в) на стадии диффузионного выравнивания (пассивной стадии) – (CC CCK )dx  const;0г) в течение всего времени процесса –при x = : CC= C0C, где C0C – начальная концентрация углерода;а также справедливо выражение: (CCrK CCr)dx  const.0Массоперенос углерода из газовой среды ацетилена [100 % (об.)]низкого давления (6133 Па) в металл пока концентрация C на поверхностине превысит пределы растворимости углерода при данной температурепроцесса и химическом составе стали, осуществляется в соответствии среакцией его растворения в аустените:C=[C]γ -Fe.В связи с этим в пределах твердорастворной области значение C,как стационарной величины, приняли равным предельной растворимостиуглерода в аустените при данных температуре и содержании легирующих239элементов в стали.

Известно, что максимально возможная насыщенностьаустенита углеродом ограничена 1/5 или 1/6 (по разным оценкам)свободных ортогональных пор в решетке γ-Fe [317]. Дальнейший росткарбидной фазы на поверхности происходит по механизму реакционнойдиффузии. Рост избыточной фазы может осуществляться до достижения100 %-ной концентрации избыточной фазы на поверхности:3Fe+C=Fe3C.Скорость зарождения частиц легированного цементита рассчитывалипо формуле [187]:Ii  Nih GH  g* exp ,kTkT(4.3)где Ni – количество возможных мест зарождения по принятому механизму;h – постоянная Планка; k – постоянная Больцмана; T – температурапроцесса; ∆GH – энергия активации образования зародыша закритическогоразмера; ∆g* – энергия перехода атома через границу раздела фаз.Величины Ni и ∆GH рассчитали для конкретных физических условийрассматриваемой системы применительно к наиболее вероятному –дислокационному механизму образования цементита [83], а ∆g* принялипо литературным данным [187].Скорость роста и растворения (полного или частичного) частицлегированного цементита (рисунок 4.3) описывали следующей выведеннойизсоотношенийбалансауглеродаихрома[185]системойдифференциальных уравнений [267]:d  f C DCCd  DCrCrCC  CCPd ;CCCem  CCMinCCr  CCrd ,CemCCr CCr(4.4)240Рисунок 4.3 – Микромодельрастворенияпроцессадиффузионного(б) частицы легированногоростацементита по(а)имеханизмувнутреннего науглероживания I рода: концентрационные кривые углеродаи хрома в окрестности карбидной частицы (объяснения в тексте);r – радиус частицыгде  – радиус растущей (растворяющейся) частицы; fС – коэффициентактивности (менее единицы, отражающий влияние на замедлениедиффузии углерода легирующих элементов, преимущественно хрома[317]); CPC – концентрация углерода, при которой при данных температуреи количестве хрома начинается процесс зарождения частиц цементита;CCemC – концентрация углерода в цементите (известная константа); CMinCr –количество хрома, не участвующее в процессе карбидообразования,241установлено экспериментально; CCemCr – концентрация хрома в цементите,измерена эмпирически.Уравнения (4.4) решали совместно, за действительную скоростьроста (растворения) принимали наименьшую величину d/d.Общее количество карбидной фазы цементитного типа находилипутем совместного решения уравнений (4.3) и (4.4) по формуле [13]:dCCK  4CCCem n  2 d ,(4.5)где n()=n(Ii, d/d) – количество частиц данного размера, зависящее отсоотношения скоростей зарождения и роста.

Выражение (4.5) численноинтегрировали на интервале от 0 до Max максимального радиуса частиц.По аналогичной формуле находили значение dCKCr/d.Модель образования частиц специальных карбидов на базе металлаMe по механизму науглероживания II рода включает в себя зависимостьглубины проникновения фронта таких частиц от времени процесса,которая может быть установлена путем совместного решения системыуравнений (4.1) и уравнения [267]:C Me  Me C Me   DMe,x x (4.6)где CMe – концентрация легирующего элемента Me; DMeMe – коэффициентего диффузии в аустените.В теории граничнымиусловиямипри совместном решениидифференциальных уравнений (4.1) и (4.6) обычно принимают равенстванулюконцентрацийсвободныхуглеродаиметаллапофронтупроникновения зарождающихся частиц [321]. В реальности это не совсемтак, поскольку эксперименты показывают, что легирующие элементыполностью в карбиды не перераспределяются [83], а образование карбидовна основе Cr, Mo, W, Nb, V и др.

Характеристики

Список файлов диссертации