กระบวนการแพร่ในเหล็ก การแปลงมาร์เทนซิติก เส้นทางการแพร่กระจายของคาร์บอน

เมื่อถูกความร้อนจนถึงอุณหภูมิใกล้เคียงกับของแข็ง ซีเมนต์ในเหล็กหล่อสีขาวจะสลายตัวเป็นส่วนประกอบดั้งเดิม นั่นคือ เหล็กและคาร์บอน

Fe3C → Fe + C.

โหมดการหลอมอาจแตกต่างกัน ในระหว่างการเปิดรับแสงที่อุณหภูมิ 1,000 ºC ยูเทคทิคซีเมนไทต์จะสลายตัวและได้เหล็กดัดเป็นไข่มุก (รูปที่ 73 โหมด เอ). หากการหลอมเสร็จสิ้นในสองขั้นตอน โดยให้แสงแรกต่ำกว่า 1147 ºC เล็กน้อย และต่ำกว่าอุณหภูมิการเปลี่ยนแปลงของไข่มุกเล็กน้อย จากนั้นซีเมนต์ยูเทคติกจะสลายตัวในระยะแรก และซีเมนต์ที่รวมอยู่ในเพิร์ลไลท์จะสลายตัวในขั้นตอนที่สอง ( มะเดื่อ 73 โหมด ข). ในโหมดนี้ จะได้เหล็กดัดเฟอร์ริติกที่อ่อนที่สุดและเหนียวที่สุด (ดูรูปที่ 74 เอ). การหลอมเหล็กที่หลอมได้เป็นขั้นตอนที่ใช้เวลานาน ซึ่งใช้เวลาถึง 70-80 ชั่วโมง ดังนั้นเหล็กอ่อนจึงมีราคาแพงที่สุด

ข้าว. 74. เฟอร์ไรต์ (ก)และไข่มุก (ข)เหล็กอ่อน

การทำเครื่องหมายเหล็กหล่ออ่อนตาม GOST 1215-92 มีลักษณะเฉพาะที่ไม่เพียงแต่มีความแข็งแรง แต่ยังมีความเหนียวอีกด้วย ตัวอย่างเช่น KCh45-7 หมายถึงเหล็กหล่อที่หลอมได้ซึ่งมีความต้านทานแรงดึง 450 MPa (45 กก./มม. 2) และการยืดตัว 7% แต่ถึงแม้จะเป็นพลาสติกที่เพิ่มขึ้นของวัสดุ แต่ชื่อ "เหนียว" ก็มีเงื่อนไข แต่ก็ไม่สามารถปลอมแปลงได้

เหล็กหล่อแบบอ่อนได้ใช้สำหรับชิ้นส่วนขนาดเล็กที่มีการสั่นสะเทือน การกระแทก: ตะขอ โครงยึด ข้อเหวี่ยง ดุมล้อ ฯลฯ

บรรยาย 12

การอบชุบด้วยความร้อนของเหล็ก

การรักษาความร้อน - ชุดปฏิบัติการทำความร้อนและความเย็นเพื่อเปลี่ยนโครงสร้างและคุณสมบัติของโลหะผสมไปในทิศทางที่ถูกต้อง

แยกแยะ เสริมสร้างความเข้มแข็งการอบชุบด้วยความร้อนซึ่งเพิ่มความแข็ง ความแข็งแรง และความต้านทานการสึกหรอและ อ่อนตัวการแปรรูปที่เพิ่มคุณสมบัติพลาสติกและความหนืด แต่ลดความแข็งและความต้านทานต่อการเสียรูปและการทำลาย

การอบชุบด้วยความร้อนทั้งสองประเภทใช้กันอย่างแพร่หลายสำหรับผลิตภัณฑ์เหล็ก

การดำเนินการบำบัดความร้อนใดๆ สามารถแสดงเป็นกราฟเป็นเส้นโค้งในพิกัด "อุณหภูมิ - เวลา" ซึ่งรวมถึงส่วนของการให้ความร้อน การถือครอง และการทำความเย็น พารามิเตอร์หลักที่กำหนดผลลัพธ์ของการอบชุบคือ อุณหภูมิความร้อน tน, เวลาถือทีวีและ อัตราการทำความเย็น วีเย็น. (รูปที่ 75).

การอบชุบด้วยความร้อนของเหล็กขึ้นอยู่กับการเปลี่ยนเฟสที่เกิดขึ้นเมื่อถูกให้ความร้อนเหนืออุณหภูมิวิกฤตและให้ความเย็นในอัตราที่ต่างกัน

การเปลี่ยนแปลงในระหว่างการให้ความร้อนของเหล็ก

อุณหภูมิการเปลี่ยนแปลงหรือจุดวิกฤต ในระหว่างการให้ความร้อนของเหล็กมักจะแสดงไว้ (รูปที่ 76):

· จุดเริ่มต้นของการเปลี่ยนแปลงของเฟอร์ไรท์เป็นออสเทนไนต์ (Fea ® Feg) - AC 1 (จุดเหล่านี้อยู่บนเส้น PSK);

เสร็จสิ้นการแปลงเฟอร์ไรต์เป็นออสเทนไนต์ (Fea ® Feg) - AC 3 (จุดเหล่านี้อยู่บนเส้น GS);

การสิ้นสุดการละลายของซีเมนต์ในออสเทนไนต์ - Accm(จุดอยู่บนเส้น SE).

คะแนน อา 2 หมายถึงแม่เหล็กมากกว่าการแปลงเฟส ซึ่งเราไม่ได้พิจารณาที่นี่

โปรดทราบว่าจุด AC 3 และ Accm- ของตัวเองสำหรับแต่ละเหล็กและจุด AC 1 - หนึ่งสำหรับเหล็กกล้าคาร์บอนทั้งหมด: 727 ° C

การกำหนดจุดวิกฤตด้วยตัวอักษร " อา"มาจากคำภาษาฝรั่งเศส" ผู้จับกุม" - "หยุด" (พื้นที่บนเส้นโค้งทำความเย็น) ดัชนี " ค" ย่อมาจากอักษรตัวแรกของคำภาษาฝรั่งเศส " คนขับรถ» – ความร้อน; เมื่อเหล็กเย็นลง ดัชนีจะระบุจุดเดียวกัน " r» (« สารทำความเย็น» – เย็น): อา 3, อา 1.

พิจารณาการเปลี่ยนแปลงที่เกิดขึ้นระหว่างการให้ความร้อน เหล็กยูเทคตอยด์(รูปที่ 76 องค์ประกอบ 1-1)

เครื่องทำความร้อนจากอุณหภูมิห้องถึงเส้น PSKไม่ทำให้เกิดการเปลี่ยนแปลงในโครงสร้าง แต่ยังคงเป็นไข่มุก เมื่อถึงอุณหภูมิ AC 1 = 727 °C การเปลี่ยนแปลงของไข่มุกเป็นออสเทนไนต์เริ่มต้นขึ้น ในพื้นที่เฟอร์ริติกที่ขอบเขตระหว่างเฟอร์ไรท์และซีเมนต์นิวเคลียสของเฟสใหม่จะปรากฏขึ้น - ออสเทนไนต์ (รูปที่ 77, เอ). ตะแกรงเหล็กคริสตัลถูกจัดเรียงใหม่จากลูกบาศก์ที่มีศูนย์กลางอยู่ที่ลำตัวเป็นลูกบาศก์ที่อยู่ตรงกลางใบหน้า: Fea ® Feg สิ่งกระตุ้นสำหรับการเปลี่ยนแปลงคือความแตกต่างในพลังงานอิสระของเฟสใหม่และเฟสเก่า: ที่อุณหภูมิสูง g-iron มีพลังงานสำรองน้อยกว่าและเป็นเฟสสมดุล การเปลี่ยนแปลงเกิดขึ้นตามกลไกการแพร่กระจายเนื่องจากการเติมอะตอมของเหล็กเข้าไปในผลึกออสเทนไนต์ที่กำลังเติบโตมากขึ้นเรื่อยๆ ซีเมนต์จะค่อยๆ ละลายในเมล็ดออสเทนไนต์ที่ก่อตัวขึ้น

สำหรับเหล็กยูเทคตอยด์ AC 3 = AC 1 \u003d 727 ° C นั่นคือการเปลี่ยนแปลงเริ่มต้นและสิ้นสุดที่อุณหภูมิเดียวกัน (พลังงานที่จ่ายระหว่างการให้ความร้อนจะถูกใช้ไปกับการก่อตัวของส่วนต่อประสานใหม่)

ความร้อนเพิ่มเติมจาก AC 3 ถึง solidus ไม่ได้นำไปสู่การเปลี่ยนแปลงเฟส แต่ด้วยอุณหภูมิที่เพิ่มขึ้น เมล็ด austenite เติบโตขึ้น (รูปที่ 77, ข, ใน). สิ่งนี้อธิบายได้จากข้อเท็จจริงที่ว่าในโครงสร้างเนื้อหยาบ พื้นผิวของขอบเมล็ดพืชมีขนาดเล็กลง ดังนั้น พลังงานพื้นผิวจึงต่ำกว่าด้วย กล่าวคือ โครงสร้างเนื้อหยาบจะมีความเสถียรมากกว่าทางเทอร์โมไดนามิกส์ ในเวลาเดียวกัน เนื่องจากการแพร่กระจาย ปริมาณคาร์บอนในสารละลายที่เป็นของแข็งจะเท่ากัน (ทันทีหลังจากการเปลี่ยนแปลง บริเวณเฟอร์ไรท์และซีเมนต์ไซต์เดิมมีความแตกต่างกันอย่างมากในด้านความเข้มข้นของคาร์บอน)

เมื่อเหล็กไฮโปยูเทคตอยด์ถูกให้ความร้อน (รูปที่ 76 องค์ประกอบ 2-2) การเปลี่ยนแปลงแบบเดียวกันจะเกิดขึ้นในส่วนมุกไลต์ที่อุณหภูมิ AC 1 \u003d 727 °С. จากนั้นเพิ่มอุณหภูมิเป็น AC 3 เฟอร์ไรท์ส่วนเกินจะค่อยๆ เปลี่ยนเป็นออสเทนไนต์โดยนิวเคลียสและการเจริญเติบโตของเมล็ดพืชในระยะใหม่ การให้ความร้อนเพิ่มเติมจะมาพร้อมกับการทำให้ความเข้มข้นของคาร์บอนเท่ากันเนื่องจากการแพร่และการเจริญเติบโตของเมล็ดออสเทนไนต์

เมื่อให้ความร้อนกับเหล็กไฮเปอร์ยูเทคตอยด์ (รูปที่ 76 องค์ประกอบ 3-3) มีความแตกต่างเพียงอย่างเดียว: ในช่วงตั้งแต่ AC 1 ถึง Accmการละลายซีเมนต์ส่วนเกินในออสเทนไนต์

คุณสมบัติของเมล็ดพืชและเหล็กกล้าออสเทนไนต์

เกรนออสเทนไนต์หลายเมล็ดถูกสร้างนิวเคลียสในแต่ละอาณานิคมของเพิร์ลไลต์ ดังนั้นเมื่อถูกความร้อน การปรับเกรนของเกรนจะเกิดขึ้น แต่สิ่งสำคัญคือต้องจำไว้ว่าการให้ความร้อนจนถึงอุณหภูมิที่สูงเกินไปจะนำไปสู่การเติบโตอย่างหลีกเลี่ยงไม่ได้ ในกรณีนี้ อาจเกิดข้อบกพร่องสองประเภท:

ก) ร้อนเกินไป– การขยายตัวของเมล็ดออสเทนไนต์เหนือจุดที่อนุญาตโดยสภาพการทำงานของชิ้นส่วน เหล็กที่ร้อนจัดจะลดความเหนียวและแรงกระแทกลง แต่การแต่งงานครั้งนี้สามารถแก้ไขได้ด้วยการอุ่นให้ร้อนในอุณหภูมิปกติ

ข) เผาไหม้– การเกิดออกซิเดชันและการละลายของขอบเกรนที่อุณหภูมิใกล้เคียงกับของแข็ง การปรากฏตัวของออกไซด์ที่ขอบเขตของเมล็ดออสเทนไนต์เป็นข้อบกพร่องที่ไม่สามารถแก้ไขได้ เหล็กดังกล่าวมีการแตกหักเหมือนหินและมีความเปราะบางสูงมาก เธอถูกส่งไปยังโรงหลอม

ไม่ใช่ในเหล็กทุกชนิด เมล็ดพืชในระหว่างการให้ความร้อนดำเนินไปในอัตราเดียวกัน ในเหล็กที่ถูกกำจัดออกซิไดซ์โดยซิลิกอนและแมงกานีสจะสังเกตเห็นการเติบโตอย่างรวดเร็วของเมล็ดออสเทนไนต์ซึ่งเรียกว่า เนื้อหยาบธรรมชาติ. และเหล็กกล้าที่ขจัดออกซิไดซ์ด้วยอะลูมิเนียมก็เช่นกัน เม็ดเล็กธรรมชาติ: เมล็ดพืชสูงถึง 1,000–1100 °С แทบจะไม่เติบโตในนั้น

ขนาดเกรนมีผลกับคุณสมบัติทางกลทั้งหมดของเหล็ก แต่โดยเฉพาะอย่างยิ่งแรงกระแทกอย่างรุนแรง KCU. ยิ่งเมล็ดออสเทนไนต์หยาบขึ้นก่อนการชุบแข็ง ก็ยิ่งมีโอกาสเกิดรอยแตกระหว่างการชุบได้มากเท่านั้น และในการใช้งาน เหล็กดังกล่าวจะมีความน่าเชื่อถือน้อยกว่าเหล็กเนื้อละเอียด

ขนาดเกรนเป็นหนึ่งในตัวชี้วัดที่สำคัญที่สุดในการควบคุมคุณภาพของการอบชุบด้วยความร้อนประเมินโดยจำนวนหรือคะแนนมาตราส่วนตาม GOST โดยวิธีทางโลหะวิทยา โดยเปรียบเทียบโครงสร้างที่มองเห็นได้ในกล้องจุลทรรศน์กับมาตราส่วนมาตรฐาน

การเปลี่ยนแปลงออสเทนไนต์ในการทำความเย็น

ไดอะแกรมสถานะถูกสร้างขึ้นเพื่อความสมดุล การระบายความร้อนช้ามาก แต่ในทางปฏิบัติของการอบชุบด้วยความร้อน อัตราการทำความเย็นนั้นจำกัดเสมอ ด้วยอัตราการทำความเย็นที่เพิ่มขึ้น ระดับของ supercooling ของ austenite D จะเพิ่มขึ้น tกล่าวคือ การเปลี่ยนแปลงของออสเทนไนต์เริ่มต้นที่อุณหภูมิต่ำกว่าอุณหภูมิสมดุลมากขึ้นเรื่อยๆ ที่นี่จะสังเกตเห็นความสม่ำเสมอเช่นเดียวกับในการตกผลึก

ขึ้นอยู่กับระดับของอุณหภูมิไม่เพียงแต่อัตราการไหล แต่ยังรวมถึง กลไกการเปลี่ยนแปลงของออสเทนไนต์ supercooledและด้วยเหตุนี้โครงสร้างและคุณสมบัติของผลิตภัณฑ์

ตามกฎแล้วการระบายความร้อนจะดำเนินการอย่างต่อเนื่อง แต่ต้องศึกษา จลนศาสตร์การเปลี่ยนแปลง (ขั้นตอนของกระบวนการในเวลา) สะดวกกว่าใน ไอโซเทอร์มอลเงื่อนไข (ที่อุณหภูมิคงที่) ดังนั้นสำหรับเหล็กแต่ละชนิดนั้นเอง ไดอะแกรมการเปลี่ยนแปลงอุณหภูมิออสเทนไนต์ ในพิกัดอุณหภูมิ-เวลา เธอยังถูกเรียกว่า
ไดอะแกรมรูปตัว C(ตามรูปร่างของส่วนโค้ง) การก่อสร้างจะดำเนินการทดลองโดยการเปลี่ยนคุณสมบัติใด ๆ ซึ่งมักจะเป็นแม่เหล็ก แผนภาพรูปตัว C สำหรับเหล็กยูเทคตอยด์ (0.8% C) แสดงในรูปที่ 78.

ข้าว. 78. แผนภาพการเปลี่ยนแปลงอุณหภูมิความร้อนของออสเทนไนต์สำหรับเหล็กที่มี 0.8% C

เส้นโค้งสองเส้นที่มีรูปร่างคล้ายตัวอักษร "C" แสดงจุดเริ่มต้น (curve เอ- เอ) และสิ้นสุด (curve ข- ข) การเปลี่ยนแปลงของออสเทนไนต์เป็นโครงสร้างอื่นๆ ทางด้านซ้ายของบรรทัด เอ- เอมีบริเวณของออสเทนไนต์ที่เย็นจัด ดังจะเห็นได้จากแผนภาพ อายุการใช้งานของออสเทนไนต์ที่อุณหภูมิต่ำกว่า อา 1 จะแตกต่างกันและขึ้นอยู่กับระดับของ supercooling ความคงตัวขั้นต่ำของออสเทนไนต์จะแสดงที่ »550 °C: เวลาก่อนการเปลี่ยนแปลงจะเริ่มเพียง 1 วินาที ที่อุณหภูมิ 700 องศาเซลเซียส เวลานี้คือ 10 วินาที และที่ 300 องศาเซลเซียส เป็นเวลา 60 วินาทีแล้ว ทางด้านขวาของเส้น ข- ขคือบริเวณของผลิตภัณฑ์เปลี่ยนรูปซึ่งอยู่ในสภาวะสมดุลที่อุณหภูมิหนึ่ง

การเปลี่ยนแปลงการแพร่กระจาย (ไข่มุก) ของออสเทนไนต์ซุปเปอร์คูล ในช่วงอุณหภูมิ 727–550 °C (รูปที่ 78 ภูมิภาค I) กระบวนการสลายตัวของออสเทนไนต์จะดำเนินการโดยการแพร่กระจายเนื่องจากการแจกจ่ายอะตอมของคาร์บอนในสารละลายที่เป็นของแข็ง ความผันผวนตามธรรมชาติของปริมาณคาร์บอนในปริมาตรของเมล็ดออสเทนไนต์แต่ละเม็ดเกิดขึ้นตลอดเวลา แต่สูงกว่าอุณหภูมิ อา 1 ไม่นำไปสู่การเปลี่ยนแปลงเฟส ต่ำกว่าจุดวิกฤต อา 1 ออสเทนไนต์ไม่เสถียรทางอุณหพลศาสตร์ ดังนั้น ทันทีที่บริเวณที่มีความเข้มข้นของคาร์บอนเพิ่มขึ้นปรากฏในเกรนออสเทนไนต์ ผลึกของเฟสใหม่ ซีเมนต์ไซต์ จะก่อตัวขึ้นในบริเวณนี้ทันที ตามกฎแล้วสิ่งนี้เกิดขึ้นที่ขอบเขตของเกรนซึ่งนิวเคลียสและการเติบโตของเฟสใหม่ได้รับการอำนวยความสะดวกโดยความบกพร่องของตาข่ายที่เพิ่มขึ้น อะตอมของคาร์บอนจากบริเวณข้างเคียงจะติดอยู่กับผลึกซีเมนต์ที่กำลังเติบโต และในบริเวณที่คาร์บอนหมดลง จะเกิดการเปลี่ยนแปลงหลายรูปแบบ
Feg® Fea. นี่คือลักษณะที่นิวเคลียสของเฟสปลอดคาร์บอน เฟอร์ไรท์ ปรากฏขึ้น

ผลึกเฟอร์ไรต์ที่กำลังเติบโตขับไล่อะตอมของคาร์บอนที่ไม่สามารถใส่ลงในโครงตาข่ายได้ ดังนั้นบริเวณที่อุดมด้วยคาร์บอนจึงปรากฏขึ้นถัดจากนั้น ซึ่งเกิดผลึกซีเมนต์อีกก้อนขึ้น (ดูรูปที่ 79 ข).

ผลที่ได้คือผลึกเฟอร์ไรท์และซีเมนต์ไทต์มีรูปร่างเป็นแผ่นและเติบโตขนานกันที่ขอบทั้งสองด้านของเมล็ดพืช ในเวลาเดียวกัน โคโลนีของไข่มุกก็ถูกสร้างนิวเคลียสในส่วนอื่น ๆ ของเมล็ดออสเทนไนต์ (รูปที่ 79 ใน). การเปลี่ยนแปลงการแพร่กระจายจะดำเนินต่อไปจนกว่าระยะเริ่มต้นจะหายไปอย่างสมบูรณ์ - ออสเทนไนต์ (รูปที่ 79, จี). โดยย่อ กระบวนการนี้สามารถเขียนได้ดังนี้:

A0.8 ® F0.02 + Ts6.69 หรือ A0.8 ® P0.8

ข้าว. 79. กำเนิดและการเจริญเติบโตของโคโลนีไข่มุกในออสเทนไนต์

ยิ่งอัตราการเย็นตัวสูง ระดับการระบายความร้อนยิ่งยวดของออสเทนไนต์และผลึกของเฟสใหม่จะปรากฏต่อปริมาตรทุกๆ วินาที (เช่นเดียวกับในการตกผลึก) มากขึ้น ดังนั้น ยิ่งอุณหภูมิของการเปลี่ยนแปลงของออสเทนไนต์ต่ำลงเป็นส่วนผสมของเฟอร์ไรท์-ซิเมนไทต์เท่าใด แผ่นของเฟสสมดุลก็จะยิ่งเล็กลงเท่านั้น ค่าประมาณโดยความหนารวมเฉลี่ย D ของแผ่นเฟอร์ไรท์และซีเมนต์ที่อยู่ใกล้เคียงซึ่งเรียกว่า ระยะห่างระหว่างแผ่น(รูปที่ 80)

ผลิตภัณฑ์แปรรูป Pearlite ตามขนาดเกรน (หรือโดย การกระจายตัวโครงสร้าง) แบ่งออกเป็นเพอร์ไลต์ตามเงื่อนไข ซอร์บิทอลและ โรคกระดูกพรุน. คุณสมบัติทางกลขึ้นอยู่กับขนาดของเกรน: ความแข็งและความแข็งแรงของเหล็กเพิ่มขึ้นด้วยการเจียรของผลิตภัณฑ์การสลายตัวแบบกระจาย ในขณะที่ความเหนียวและความเหนียวลดลง (ตารางที่ 2) ซอร์บิทอลมีส่วนผสมที่ลงตัวระหว่างความเป็นพลาสติกและความหนืด

ชื่อเรื่อง ซอร์บิทอลและ โรคกระดูกพรุนมาจากชื่อนักวิทยาศาสตร์ Sorby and Trust ที่ศึกษาโครงสร้างเหล่านี้

เนื่องจากโคโลนีของไข่มุกหลายก้อนปรากฏในเมล็ดออสเทนไนต์แต่ละเม็ด จึงเป็นที่ชัดเจนว่าเม็ดเหล็กยังได้รับการขัดเกลาในระหว่างการเปลี่ยนสภาพของไข่มุกด้วย

ตารางที่ 2

ผลิตภัณฑ์จากการเปลี่ยนแปลงการแพร่กระจายของออสเทนไนต์

โครงสร้าง

อุณหภูมิ

การศึกษา,°С

อินเตอร์เพลท
ระยะทาง µm

ความแข็งHB

โรคกระดูกพรุน

บทเรียนที่ 13

การเปลี่ยนแปลงที่ปราศจากการแพร่กระจาย (มาร์เทนซิติก) ของออสเทนไนต์ซุปเปอร์คูล เมื่ออุณหภูมิลดลง ค่าสัมประสิทธิ์การแพร่ของคาร์บอนในเหล็กจะลดลง ด้วยอัตราการทำความเย็นที่สูง ออสเทนไนต์สามารถถูกทำให้เย็นลงอย่างมากจนถึงอุณหภูมิที่แทบไม่เกิดการแพร่กระจาย สำหรับเหล็กยูเทคตอยด์ อุณหภูมินี้อยู่ที่ประมาณ 250 องศาเซลเซียส ต่ำกว่า 250 °C ในภูมิภาค III การเปลี่ยนแปลงของออสเทนไนต์แบบ supercooled เกิดขึ้นตามกลไกการแพร่ (รูปที่ 81)

ข้าว. 81. แผนภาพแสดงการเปลี่ยนแปลงอุณหภูมิความร้อนของออสเทนไนต์สำหรับเหล็กที่มี 0.8% C

เส้นแนวนอนที่จำกัดพื้นที่นี้ถูกระบุในแผนภาพโดย Mn และ Mk Mn คืออุณหภูมิเริ่มต้น และ Mk คืออุณหภูมิสิ้นสุดของการแปลงแบบไม่กระจาย

ในการทำให้ออสเทนไนต์เย็นลงจนมีอุณหภูมิ Mn จำเป็นต้องได้อัตราการระบายความร้อนที่เกินค่า วี cr. วี cr คือความเร็วต่ำสุดที่ออสเทนไนต์ไม่สลายตัวโดยการแพร่กระจายเป็นส่วนผสมของเฟอร์ไรท์-ซีเมนต์ ในเชิงเรขาคณิต นี่คือแทนเจนต์ของเส้นโค้งเริ่มต้นการสลายตัว (ถึงเส้น เอ- เอ).

ออสเทนไนต์ถูกระบายความร้อนด้วยซูเปอร์คูลจนถึงจุด Mn และผ่านการเปลี่ยนแปลงรูปแบบโพลิมอร์ฟิค Feg ® Fea ซึ่งเกิดขึ้นโดยไม่มีการแพร่ กล่าวคือ ไม่มีการกระจายอะตอมของคาร์บอนควบคู่ไปด้วย การเปลี่ยนแปลงพัฒนา เฉือนกลไก: เนื่องจากการกระจัดของอะตอมทั้งหมดของโครงผลึกเหล็กพร้อมกันบนระนาบบางแห่งที่ระยะห่างน้อยกว่าอะตอมระหว่างอะตอม ในกรณีนี้ประเภทขัดแตะจะเปลี่ยนไปในขณะที่อะตอมที่อยู่ใกล้เคียงจะยังคงอยู่ใกล้กัน คาร์บอนทั้งหมดที่ละลายในตะแกรงเหล็ก g จะยังคงอยู่หลังจากการเปลี่ยนแปลงในตะแกรงเหล็ก a-iron

เปรียบเปรย เราสามารถแสดงความแตกต่างระหว่างการแปลงแบบแพร่และไม่แพร่ได้ดังนี้ หากผู้บังคับบัญชาสั่งทหารที่ยืนอยู่ในแถว: “สบายใจ! แยกย้ายกันไป!" - จากนั้นแต่ละคนก็จะไปตามทางของตัวเองโดยไม่ขึ้นกับคนอื่น ระบบก็จะพัง เพื่อนบ้านที่ยืนใกล้จะห่างไกลกัน นี่คือการแปลงแบบกระจาย หากคำสั่งคือ: “ก้าวไปข้างหน้าสองก้าว! ซ้าย!" - จากนั้นทหารทั้งหมดจะก้าวและเลี้ยวพร้อมกัน ในกรณีนี้ ระบบทั้งหมดจะเปลี่ยนไปยังที่ใหม่ โดยคงไว้ซึ่งระเบียบเดิม และเพื่อนบ้านจะยังคงเป็นเพื่อนบ้าน นี่คือการเปลี่ยนแปลงแบบไม่กระจาย

อันเป็นผลมาจากการเปลี่ยนแปลงแบบไม่กระจายตัว ตะแกรงออสเทนไนต์ทรงลูกบาศก์ที่มีผิวหน้าอยู่ตรงกลางจึงถูกจัดเรียงใหม่ให้มีศูนย์กลางอยู่ที่ลำตัว แต่เนื่องจากคาร์บอนทั้งหมดในเหล็กยังคงอยู่ในโครงตาข่ายนี้ (in ในกรณีนี้ 0.8%) จากนั้นเซลล์พื้นฐานของ a-iron แต่ละเซลล์จะบิดเบี้ยว ยืดออก และกลายเป็น tetragonal จากลูกบาศก์หนึ่ง (รูปที่ 82) การวัดความบิดเบี้ยวของโครงตาข่ายเรียกว่า tetragonalityคืออัตราส่วนความสูงของเซลล์ต่อหน่วย คไปทางด้านฐาน เอ. tetragonality กับ/เอเพิ่มขึ้นตามปริมาณคาร์บอนที่เพิ่มขึ้นในสารละลายที่เป็นของแข็ง

โครงสร้างที่ได้รับในลักษณะนี้เป็นสารละลายของแข็งที่อิ่มตัวยิ่งยวดของคาร์บอนในโครงตาข่ายเตตระโกนัลของเหล็กเอ และเรียกว่า มาร์เทนไซต์.

(ชื่อนี้ตั้งขึ้นเพื่อเป็นเกียรติแก่นักวิทยาศาสตร์ชาวเยอรมัน A. Martens.)

คริสตัลมาร์เทนซิติกมีรูปร่างเหมือนจาน คล้ายกับเลนส์นูน แผ่นมาร์เทนซิติกแผ่นแรกที่ปรากฏในเมล็ดออสเทนไนต์ถูกจำกัดด้วยขนาดของเกรนนี้ แผ่นที่ก่อตัวขึ้นต่อไปนี้จะไม่ตัดกันและไม่ผ่านขอบเขตของเมล็ดออสเทนไนต์ กล่าวคือ มีขนาดเล็กกว่า (รูปที่ 83) เห็นได้ชัดว่า ในระหว่างการเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนซิติก เช่นเดียวกับในช่วงเพิร์ลไลต์ การปรับแต่งเกรนของเหล็กกล้าก็เกิดขึ้นเช่นกัน

ข้าว. 83. การก่อตัวของแผ่นมาร์เทน

Martensite มีความแข็งสูงมาก: มีปริมาณคาร์บอน 0.8% เป็น65 HRC (670 HB) และการยืดตัวและแรงกระแทกใกล้ศูนย์ Martensite เป็นโครงสร้างที่เปราะบาง ไม่มีการเสียรูปจากพลาสติก และไม่ได้ผ่านกระบวนการด้วยเครื่องมือตัด

ความแข็งสูงของมาร์เทนไซต์อธิบายได้จากการชุบแข็งอย่างแรงเนื่องจากกลไกการชะลอตัวทั้งสี่ของการเคลื่อนตัวพร้อมกัน:

1) สารละลายของแข็งอิ่มตัวยิ่งยวดของคาร์บอนในเหล็ก

2) ความเครียดจากการแข็งตัวของผลึกมาร์เทนไซต์

3) บดเมล็ดพืช;

4) อนุภาคของซีเมนต์ Fe3C ที่กระจายตัว (ในเหล็กกล้าคาร์บอนสูง)

การสนับสนุนที่ยิ่งใหญ่ที่สุดในการชุบแข็งเกิดจากการบิดเบี้ยวของโครงผลึกของเหล็กเอ-ไอรอนโดยอะตอมของคาร์บอนคั่นระหว่างหน้า ดังนั้นจึงตามมาว่าความแข็งของมาร์เทนไซต์จะยิ่งมากขึ้นก็ยิ่งมีคาร์บอนมากขึ้น (ตารางที่ 3)

ตารางที่ 3

ความแข็งของมาร์เทนไซต์ที่มีปริมาณคาร์บอนต่างกัน

ความแข็ง HRC

แผ่นมาร์เทนไซต์ก่อตัวขึ้นด้วยความเร็วมหาศาล เท่ากับความเร็วของเสียงในเหล็ก (> 5 กม. / วินาที) บางครั้งก็มีเสียงประกอบ ลักษณะเฉพาะของการแปลงมาร์เทนซิติกคือมันพัฒนาเมื่อมีการระบายความร้อนอย่างต่อเนื่องจนถึงจุด Mk เท่านั้น เมื่อปริมาณคาร์บอนเพิ่มขึ้น อุณหภูมิของจุด Mn และ Mk จะลดลง และการเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนซิติกจะเปลี่ยนเป็นอุณหภูมิที่ต่ำกว่า (รูปที่ 84)

ข้าว. 84. การพึ่งพาอุณหภูมิของจุดเริ่มต้นและจุดสิ้นสุด

การแปลงมาร์เทนซิติกต่อปริมาณคาร์บอนในเหล็ก

ซึ่งหมายความว่าภายใต้สภาวะจริงของการอบชุบด้วยความร้อน ช่วงเวลามาร์เทนซิติกทั้งหมดจะไม่ผ่าน: โดยปกติ การทำความเย็นจะดำเนินการจนถึงอุณหภูมิของร้าน กล่าวคือ สูงถึง »20 °C ดังนั้นการเปลี่ยนแปลงมาร์เทนซิติกในเหล็กที่มีมากกว่า 0.6% C ยังไม่ถึงจุดสิ้นสุด และออสเทนไนต์จำนวนหนึ่งยังคงอยู่ในเหล็กหลังจากการดับ เขาถูกเรียก ออสเทนไนต์ที่เก็บรักษาไว้.

ปริมาณออสเทนไนต์ตกค้างในเหล็กชุบแข็งขึ้นอยู่กับปริมาณคาร์บอนและอุณหภูมิของตัวกลางในการหล่อเย็น อาจเป็นได้หลายเปอร์เซ็นต์สำหรับเหล็กกล้าคาร์บอนสูงและหลายสิบเปอร์เซ็นต์สำหรับเหล็กกล้าอัลลอยด์

เพื่อให้ออสเทนไนต์ตกค้างหายไป เหล็กกล้าเครื่องมือ (คาร์บอนสูง) จะได้รับการบำบัดด้วยความเย็น

การเปลี่ยนแปลงขั้นกลาง (ไบนิติก) ของออสเทนไนต์ซุปเปอร์คูล ในช่วง 500–250 °C (รูปที่ 81, ภูมิภาค II) การเปลี่ยนแปลงระดับกลางเกิดขึ้น ซึ่งเริ่มต้นด้วยกระบวนการแพร่ จากนั้นดำเนินต่อไปโดยไม่มีการแพร่แบบมาร์เทนซิติก

การเปลี่ยนแปลงระดับกลางเริ่มต้นด้วยการแพร่กระจายของคาร์บอนซึ่งเป็นผลมาจากบริเวณที่เกิดในออสเทนไนต์ที่เสริมคุณค่าและลดลงในคาร์บอน จากนั้น ในพื้นที่คาร์บอนต่ำ กระบวนการพัฒนาในลักษณะที่ไม่แพร่ เช่นในการก่อตัวของมาร์เทนไซต์ (เนื่องจากอุณหภูมิของการเริ่มต้นของการเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนไซต์ Mn เพิ่มขึ้นตามปริมาณคาร์บอนในสารละลายที่เป็นของแข็งลดลง) ในบริเวณที่อุดมด้วยคาร์บอนของออสเทนไนต์ จะเกิดผลึกซีเมนต์ขนาดเล็กขึ้น

ผลที่ได้คือโครงสร้างที่มีลักษณะเป็นเข็มบางๆ ของเฟอร์ไรท์ (หรือมาร์เทนไซต์คาร์บอนต่ำ เนื่องจากมีปริมาณคาร์บอนอยู่ที่ »0.1%) และอนุภาคซีเมนต์ขนาดเล็ก มันถูกเรียกว่า bainiteและมีคุณสมบัติทางกลอยู่ตรงกลางระหว่างโครงสร้างมาร์เทนไซต์และเพิร์ลไลท์: 370–450 HB.

การเปลี่ยนแปลงระหว่างการให้ความร้อนของมาร์เทนไซต์

Martensite เป็นโครงสร้างที่ไม่สมดุล อะตอมของคาร์บอนที่ฝังอยู่ในโครงผลึกของเหล็ก a-iron ทำให้เกิดความเค้นภายใน แต่ละอะตอมดังกล่าวเป็นข้อบกพร่องของจุด นอกจากนี้ ความหนาแน่นของการเคลื่อนที่ในมาร์เทนไซต์ยังสูง (109–1012 ซม.-2) ดังนั้นมาร์เทนไซต์จึงมีพลังงานสำรองภายในเพิ่มขึ้น ที่อุณหภูมิห้อง สามารถเก็บไว้ได้ไม่จำกัด แต่ทันทีที่ความร้อนให้พลังงานเพิ่มเติมแก่อะตอมของคาร์บอนที่จำเป็นสำหรับการแพร่ การเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนไซต์ให้อยู่ในระยะสมดุลมากขึ้นจะเริ่มขึ้น

เมื่อมาร์เทนไซต์ถูกทำให้ร้อน คาร์บอนจะถูกปลดปล่อยออกจากสารละลายที่เป็นของแข็ง ก่อตัวเป็นซีเมนต์ไซต์ Fe3C มาร์เทนไซต์สลายตัวเป็นส่วนผสมของเฟอร์ไรท์-ซีเมนต์ โครงสร้างของซอร์บิทอลและทรอสไทต์ขึ้นอยู่กับอุณหภูมิและเวลาของการเปลี่ยนแปลง พวกมันมีโครงสร้างเป็นเม็ดมากกว่าโครงสร้างเป็นแผ่น ตรงกันข้ามกับซอร์ไบท์และโทรสไทต์ที่ได้จากการสลายตัวของออสเทนไนต์ที่ระบายความร้อนด้วยซุปเปอร์คูล (รูปที่ 85)

ข้าว. 85. โครงสร้างจุลภาคของส่วนผสมเฟอร์ไรต์-ซิเมนไทต์แบบแผ่นและเม็ด

ดังนั้น เมื่อมาร์เทนไซต์ถูกทำให้ร้อน กระบวนการต่อไปนี้จะเกิดขึ้น:

1) การลดปริมาณคาร์บอนในมาร์เทนไซต์และการก่อตัวของซีเมนต์

2) การลดความเครียดภายใน

3) การเติบโตของอนุภาคซีเมนต์

4) การแปลงออสเทนไนต์ที่เหลือเป็นมาร์เทนไซต์ (ในเหล็กที่มีปริมาณคาร์บอน> 0.6% เช่นเดียวกับในเหล็กกล้าผสม)

บรรยาย 14

การรักษาความร้อนด้วยเหล็กประเภทหลัก

การหลอม

การหลอมคือการอบชุบด้วยความร้อนที่อ่อนตัว

การหลอม ฉัน ใจดี คือการให้ความร้อนของเหล็กที่มีโครงสร้างไม่สมดุลอันเป็นผลมาจากการแปรรูปก่อนหน้าเป็น (หรือต่ำกว่า) อุณหภูมิการเปลี่ยนเฟส

โครงสร้างที่ไม่สมดุลมักเกิดจากการทำงานที่เย็นหรือการทำความเย็นแบบเร่งหลังจากการทำงานที่ร้อน ระบอบอุณหภูมิของการหลอมชนิดแรกไม่เกี่ยวข้องกับการเปลี่ยนแปลงเฟสในเหล็ก

เป้า: ย้ายเหล็กให้อยู่ในสถานะสมดุลและมีเสถียรภาพมากขึ้น

ตัวอย่าง: การหลอมใหม่เพื่อขจัดความแข็ง หลอมอ่อนเพื่อปรับปรุงความสามารถในการแปรรูป (เรียกอีกอย่างว่า ต่ำ).

การหลอม II ใจดี เรียกว่าการให้ความร้อนของเหล็กเหนืออุณหภูมิการเปลี่ยนเฟส ตามด้วยการทำให้เย็นลงอย่างช้าๆ (ร่วมกับเตาหลอม)

เป้า: รับสถานะสมดุลที่มั่นคง (ดังในแผนภาพ)

พันธุ์:

1) หลอมเต็มเหล็กไฮโปยูเทคตอยด์ (โครงสร้าง) ดำเนินการเพื่อวัตถุประสงค์ในการตกผลึกซ้ำแบบสมบูรณ์

เมื่อต้องการทำเช่นนี้ เหล็กจะถูกให้ความร้อน 30-50 °เหนือจุดวิกฤต ace 3 (เช่น เส้น GS) และหลังจากเปิดรับแสงสั้นๆ ให้ค่อยๆ เย็นลง ในทางปฏิบัติชิ้นส่วนจะถูกทำให้เย็นลงพร้อมกับเตาเผาในอัตรา 30-100 ° C / h (รูปที่ 86)

เมื่อถูกความร้อน เฟอร์ไรท์และเพอร์ไลต์ของเหล็กไฮโปยูเทคตอยด์จะเปลี่ยนเป็นออสเทนไนต์ จากนั้นด้วยการเย็นตัวช้า ออสเทนไนต์จะแตกตัวที่ด้านบนของไดอะแกรมรูปตัว C เพื่อสร้างเม็ดเฟอร์ไรต์และไข่มุกใหม่ ดังนั้น หากโครงสร้างมีข้อบกพร่อง (เมล็ดพืชขนาดใหญ่ เมล็ดพืชที่มีรูปร่างบิดเบี้ยว ฯลฯ) จากนั้นจึงแก้ไขด้วยการอบอ่อนอย่างสมบูรณ์ จะกลายเป็นเนื้อเดียวกันและเนื้อละเอียด เหล็กหลังจากการอบอ่อนมีคุณสมบัติเป็นพลาสติกที่ดีและมีความแข็งต่ำ ซึ่งช่วยให้มั่นใจถึงความสามารถในการแปรรูปที่ดีของเหล็กด้วยการตัดและแรงกด

การหลอมจะขจัดความเครียดตกค้างอย่างสมบูรณ์

2) การหลอมบางส่วนเหล็กไฮเปอร์ยูเทคตอยด์ (เครื่องมือ) ดำเนินการเพื่อให้ได้โครงสร้างของเพอร์ไลต์แบบเม็ด เมื่อต้องการทำเช่นนี้ เหล็กจะถูกให้ความร้อน 30-50 °เหนือจุดวิกฤต ace 1 (เช่น เส้น PSK). ใช้โหมดต่างๆ ได้หลายแบบ (รูปที่ 87)

เป็นผลมาจากการหลอมละลาย แผ่นซีเมนต์ไทต์จะละลายเพียงบางส่วนเท่านั้น และเมื่อเย็นตัวแล้ว จะได้ผลึกซีเมนต์เป็นทรงกลมมากกว่าแผ่นลามิเนต ดังนั้นการหลอมนี้จึงเรียกว่า การทำให้เป็นทรงกลม. เหล็กกล้าเครื่องมือที่มีโครงสร้างเป็นเม็ดมุกจะอ่อนกว่าและเหนียวกว่าเหล็กกล้าที่มีแผ่นเคลือบมุก วิธีการหลอมนี้ช่วยปรับปรุงความสามารถในการแปรรูปของเหล็กและปรับปรุงโครงสร้างก่อนที่จะชุบแข็ง

ด้วยการหลอมเหล็กไฮโปยูเทคตอยด์ที่ไม่สมบูรณ์ ส่วนประกอบเฟอร์ไรต์ของโครงสร้างจะไม่เปลี่ยนแปลง เนื่องจากเฟอร์ไรท์จะถูกเก็บรักษาไว้เมื่อได้รับความร้อน ดังนั้นจึงไม่มีการแก้ไขโครงสร้างให้สมบูรณ์

3) การหลอมแบบกระจายการหล่อเหล็กและการตีขึ้นรูปจะดำเนินการเพื่อขจัดความแตกต่างของการหล่อหรือโครงสร้างที่ผิดรูป การกำจัด microsegregation ทำได้โดยกระบวนการแพร่ ดังนั้น เพื่อให้แน่ใจว่ามีอัตราการแพร่สูง เหล็กจะถูกให้ความร้อนที่อุณหภูมิสูงในภูมิภาคออสเทนนิติก (ใกล้กับโซลิดัส) สำหรับเหล็ก อุณหภูมินี้มักจะเป็น°C ที่อุณหภูมิเหล่านี้ การเปิดรับแสงนาน (8-15 ชั่วโมง) จะถูกทำให้เย็นลงช้า การปรับระดับองค์ประกอบเหล็กช่วยเพิ่มคุณสมบัติทางกล โดยเฉพาะอย่างยิ่งความเหนียว

ช่วงอุณหภูมิของการให้ความร้อนเหล็กในระหว่างการหลอมจะแสดงในรูปที่ 88.

ข้าว. 88. ช่วงอุณหภูมิของความร้อนเหล็กในระหว่างการหลอม

การทำให้เป็นมาตรฐาน

การทำให้เป็นมาตรฐานเป็นการหลอมแบบ Type II ที่มีการระบายความร้อนแบบเร่ง

การทำให้เป็นมาตรฐาน ประกอบด้วยการให้ความร้อนแก่เหล็กที่อุณหภูมิ 50-70 องศาเหนือเส้น GSE(รูปที่ 88) และในอากาศเย็นหลังจากสัมผัสแสงสั้นๆ ในกรณีนี้ การสลายตัวของออสเทนไนต์จะเกิดขึ้นที่ส่วนบนของแผนภาพรูปตัว C แต่ที่อุณหภูมิค่อนข้างต่ำกว่าในระหว่างการหลอม นี่เป็นเพราะความเย็นที่เร็วขึ้น

ดังนั้นการทำให้เป็นมาตรฐานส่งผลให้มีโครงสร้างไข่มุกที่ละเอียดกว่าการหลอมเต็ม ซอร์บิทอลอาจก่อตัวขึ้นได้ด้วยซ้ำ ซึ่งเป็นส่วนผสมของเฟอร์ไรท์และซีเมนต์ที่มีขนาดเล็กกว่าเพอร์ไลต์

สำหรับเหล็กกล้าไฮโปยูเทคทอยด์

หลังจากการทำให้เป็นมาตรฐาน เหล็กจะแข็งและแข็งแรงกว่าหลังจากการอบอ่อนเต็มที่ โครงสร้างจุลภาคยังแตกต่างจากสมดุล: เฟอร์ไรท์สร้างเครือข่ายรอบ ๆ บริเวณไข่มุก (เหล็กดูเหมือนจะมีคาร์บอนมากกว่าที่เป็นจริง)

ชุบแข็ง

การชุบแข็งคือการชุบแข็งด้วยความร้อนที่เปลี่ยนโครงสร้างของเหล็กในลักษณะที่จะเพิ่มความแข็งและความแข็งแรงสูงสุด

ชุบแข็ง ประกอบด้วยการให้ความร้อนแก่เหล็กเหนืออุณหภูมิการเปลี่ยนเฟส ตามด้วยการทำให้เย็นลงอย่างรวดเร็วเพียงพอ (ในอัตราที่สูงกว่าอุณหภูมิวิกฤต)

เป้า: ได้โครงสร้างที่ไม่สมดุล - สารละลายคาร์บอนแข็งอิ่มตัวยิ่งยวดในเหล็ก - มาร์เทนไซต์ เป้าหมายในทางปฏิบัติคือการได้รับความแข็งสูงสุดสำหรับเกรดเหล็กที่กำหนด

จำเป็นต้องระบายความร้อนอย่างรวดเร็วระหว่างการดับ เพื่อให้คาร์บอนไม่มีเวลาแยกจากสารละลายที่เป็นของแข็ง - ออสเทนไนต์ - และยังคงอยู่ในโครงเหล็กหลังจากการระบายความร้อน

ในการชุบแข็งเหล็ก จำเป็นต้องเลือกอุณหภูมิความร้อนและอัตราการทำความเย็นที่เหมาะสม พารามิเตอร์ทั้งสองนี้มีความสำคัญต่อการชุบแข็ง

ที่ การเลือกอุณหภูมิความร้อนใช้กฎต่อไปนี้: เหล็กกล้าไฮโปยูเทคตอยด์ถูกให้ความร้อนสำหรับการชุบแข็ง 30-50 °เหนือจุดวิกฤติ ace 3 และ hypereutectoid - 30-50 °เหนือจุด ace 1 (รูปที่ 89) จำเป็นต้องมีจุดวิกฤตที่มากเกินไปเล็กน้อย เนื่องจากในเตาเผาบำบัดความร้อน ความผันผวนของอุณหภูมิบางอย่างที่สัมพันธ์กับจุดที่ตั้งไว้จะหลีกเลี่ยงไม่ได้

เหตุใดอุณหภูมิการชุบแข็งจึงเลือกแตกต่างกันสำหรับเหล็กไฮโปยูเทคตอยด์และไฮเปอร์ยูเทคตอยด์

ในโครงสร้างของเหล็กไฮโปยูเทคตอยด์ด้านล่างเส้น GSมีเฟอร์ไรต์อยู่ หากเหล็กดับจากช่วงอุณหภูมินี้ ออสเทนไนต์จะกลายเป็นมาร์เทนไซต์ที่แข็งและแข็งแรง และเฟอร์ไรท์จะไม่เปลี่ยนแปลง เนื่องจากเป็นเฟสสมดุล เนื่องจากเฟอร์ไรท์มีความอ่อนมาก การมีอยู่ของเหล็กชุบแข็งจึงลดความแข็งลง วัตถุประสงค์ของการชุบแข็งจะไม่บรรลุผล ดังนั้นการให้ความร้อนที่อุณหภูมิสูงขึ้น (เหนือเส้น GS) โดยที่เฟอร์ไรต์ขาดอยู่แล้ว

การดับจากบริเวณเฟสเดียว (ออสเทนนิติก) จากอุณหภูมิที่สูงกว่า ace 3 เรียกว่า เสร็จสิ้น. นี่คือการชุบแข็งของเหล็กไฮโปยูเทคตอยด์ (โครงสร้าง)

สำหรับเหล็กกล้าไฮเปอร์ยูเทคตอยด์ ไม่จำเป็นต้องให้ความร้อนสูงเช่นนี้ เนื่องจากอยู่เหนือจุดนั้น แต่ 1แต่อยู่ต่ำกว่าเส้น SEโครงสร้างประกอบด้วยออสเทนไนต์และซีเมนต์ เมื่อดับจากบริเวณนี้ ออสเทนไนต์จะกลายเป็นมาร์เทนไซต์ ในขณะที่ซีเมนต์ไซท์จะยังคงอยู่ เนื่องจากเป็นเฟสสมดุล การมีอยู่ของส่วนประกอบโครงสร้างที่แข็งดังกล่าวในเหล็กชุบแข็งนั้นมีประโยชน์ เนื่องจากอนุภาคซีเมนต์ขนาดเล็กเป็นอุปสรรคเพิ่มเติมต่อการเคลื่อนตัวของความคลาดเคลื่อน เพิ่มความแข็งและความทนทานต่อการสึกหรอ

การดับจากบริเวณสองเฟสที่มีออสเทนไนต์และซีเมนต์หรือออสเทนไนต์และเฟอร์ไรต์เรียกว่า ไม่สมบูรณ์. เหล็กกล้าไฮเปอร์ยูเทคตอยด์ (เครื่องมือ) จะต้องผ่านการชุบแข็งดังกล่าว

อัตราการระบายความร้อนที่สำคัญในระหว่างการชุบแข็งของเหล็กกล้าคาร์บอนอย่างน้อย 400 °C/s ความเร็วนี้ทำได้โดยการทำให้เย็นลงในน้ำหรือสารละลายในน้ำของเกลือ (NaCl) และด่าง (NaOH) ซึ่งเพิ่มความสามารถในการทำความเย็นของน้ำ ในกรณีนี้ ชิ้นส่วนจะต้องเคลื่อนที่อย่างแรงในของเหลวดับเพื่อขจัดไอที่เกิดขึ้นจากพื้นผิวโลหะ ซึ่งจะทำให้การทำความเย็นช้าลง อัตราการหล่อเย็นที่สำคัญของเหล็กอัลลอยด์นั้นต่ำกว่ามาก ดังนั้นจึงใช้ตัวกลางในการชุบแข็งที่นุ่มนวลกว่า - น้ำมันแร่หรือสารละลายโพลีเมอร์

การชุบแข็งเป็นกระบวนการที่ "แข็งแกร่ง" ที่สุดในการอบชุบ เนื่องจากเหล็กมีอุณหภูมิลดลงอย่างรวดเร็ว ในกรณีนี้ความเค้นภายในจำนวนมากเกิดขึ้นในชิ้นส่วนต่างๆ ประกอบด้วยความเครียดจากความร้อนที่เกิดขึ้นเนื่องจากความแตกต่างของอุณหภูมิบนพื้นผิวและในแกนกลางของชิ้นส่วนระหว่างการทำความเย็นอย่างรวดเร็ว และความเค้นเชิงโครงสร้างที่เกิดจากการเปลี่ยนแปลงเชิงปริมาตรระหว่างการเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนซิติก

ความเค้นเหล่านี้สามารถนำไปสู่การเสียรูปของชิ้นส่วนและแม้กระทั่งการเกิดรอยแตก สิ่งนี้เป็นอันตรายอย่างยิ่งเมื่อเทียบกับชิ้นส่วนที่มีรูปร่างซับซ้อนซึ่งมีหัวต่อความเค้นในรูปของร่อง รู มุม เนื้อ และอื่นๆ

โดย วิธีการทำความเย็นแยกแยะ:

1) การชุบแข็งแบบต่อเนื่อง (การชุบแข็งในตัวกลางเดียว)- (ดูรูปที่ 90 โค้ง 1) นี่เป็นวิธีที่ง่ายที่สุด แต่ในขณะเดียวกันความเค้นภายในจำนวนมากก็ปรากฏขึ้นในส่วนนี้

2) การชุบแข็งในสองสภาพแวดล้อม, หรือ การชุบแข็งเป็นระยะ(รูปที่ 90 โค้ง 2). ด้วยวิธีนี้ เหล็กจะถูกทำให้เย็นลงอย่างรวดเร็วในช่วงอุณหภูมิ 750–400 °C จากนั้นชิ้นส่วนจะถูกถ่ายโอนไปยังตัวกลางอื่นที่นุ่มกว่าและให้ความเย็น และในช่วงมาร์เทนซิติก การระบายความร้อนจะเกิดขึ้นช้า ส่งผลให้ความเครียดภายในลดลงและลดโอกาสเกิดรอยแตกร้าว ตัวอย่างของการชุบแข็งดังกล่าวอาจเป็นกระบวนการที่มีการหล่อเย็นในน้ำก่อนแล้วจึงนำไปแช่ในน้ำมัน

3) ขั้นตอนการชุบแข็ง(รูปที่ 90 เส้นโค้ง 3) ซึ่งส่วนที่ให้ความร้อนถูกแช่อยู่ในตัวกลางที่เป็นของเหลวที่มีอุณหภูมิเหนือจุด 20-30 ° เอ็มน. สิ่งนี้ทำให้แน่ใจได้ว่าเหล็กเย็นลงอย่างรวดเร็วในช่วงอุณหภูมิด้านบน จากนั้นจึงเกิดการเปิดรับแสง ซึ่งในระหว่างนั้นอุณหภูมิเหนือส่วนของชิ้นส่วนจะเท่ากันและความเค้นจากความร้อนจะลดลง จากนั้นชิ้นส่วนจะถูกลบออกจากอ่างดับและระบายความร้อนต่อไปในสื่ออื่นซึ่งส่วนใหญ่มักจะอยู่ในอากาศหรือในน้ำมัน ในกรณีนี้ การเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนซิติกจะเกิดขึ้นระหว่างการทำความเย็นช้า ภายใต้สภาวะของความเค้นภายในที่ต่ำกว่า ใช้เป็นสื่อของเหลวสำหรับการชุบแข็งแบบขั้นบันได ใช้สารอัลคาไล ดินประสิว โลหะหลอมต่ำ

4) การชุบแข็งด้วยอุณหภูมิความร้อน(รูปที่ 90 โค้ง 4). แตกต่างอย่างมากจากวิธีอื่นๆ ที่นี่ การเปิดรับแสงในตัวกลางระบายความร้อนที่อุณหภูมิของการเปลี่ยนแปลงแบบไบนิติกจะดำเนินต่อไปจนกระทั่งการสลายตัวของออสเทนไนต์โดยสมบูรณ์ ในกรณีก่อนหน้านี้ทั้งหมด ในระหว่างการชุบแข็ง การก่อตัวของโครงสร้างมาร์เทนซิติกเกิดขึ้น และในกรณีนี้ ไบไนต์

ด้วยการชุบแข็งด้วยอุณหภูมิความร้อน ความเค้นในชิ้นส่วนจะน้อยที่สุด ไม่รวมการก่อตัวของรอยแตก และการเสียรูปจะน้อยกว่ามาก สำหรับเหล็กอัลลอยด์บางชนิด (สปริง ไดย์) วิธีการชุบแข็งนี้จะช่วยให้คุณได้ส่วนผสมของความแข็งแรงและความเหนียวที่เหมาะสมที่สุด

ดังนั้นขั้นตอนและการชุบแข็งแบบขัดจังหวะจะช่วยลดความเครียดจากการชุบแข็ง เนื่องจากความแตกต่างของอุณหภูมิบนพื้นผิวและจุดศูนย์กลางของชิ้นงานจะลดลง แต่เนื่องจากการดำรงอยู่ของออสเทนไนต์ซูเปอร์คูลในเหล็กกล้าคาร์บอนเป็นระยะเวลาสั้น ๆ การชุบแข็งแบบขั้นบันไดและแบบไอโซเทอร์มอลจึงมักถูกใช้สำหรับเหล็กกล้าอัลลอยด์

เป็นไปได้ ข้อบกพร่องในการชุบแข็ง :

ก) ร้อนเกินไป- เมล็ดพืชขนาดใหญ่

ข) เผาไหม้– ออกซิเดชันขอบเกรน เกรนหยาบมาก

ใน) ร้อนเกินไป- สำหรับเหล็กไฮโปยูเทคตอยด์ ดับจากช่วงเวลา ace 1-ace 3 นำไปสู่โครงสร้างสองเฟส (มาร์เทนไซต์ + เฟอร์ไรท์) และคุณสมบัติทางกลต่ำ

ช) วิปริตและ รอยแตกเกิดจากความเครียดภายใน มาร์เทนไซต์มีปริมาตรจำเพาะมากกว่าปริมาณออสเทนไนต์จำเพาะ ซึ่งทำให้เกิดความเครียดในโครงสร้างเหล็ก สิ่งนี้เป็นอันตรายอย่างยิ่งสำหรับชิ้นส่วนที่มีรูปร่างซับซ้อนและเมื่อเพิ่มความเครียดเชิงโครงสร้างให้กับความเค้นจากความร้อนที่เกิดขึ้นเนื่องจากความแตกต่างของอุณหภูมิบนพื้นผิวและตรงกลางของชิ้นส่วน

เพื่อหลีกเลี่ยงไม่ให้เกิดการบิดงอ ผลิตภัณฑ์บาง เช่น เลื่อย ใบเลื่อย มีดโกน จะถูกระบายความร้อนด้วยเครื่องรีดแข็งพิเศษ

แนวคิดที่สำคัญสองประการมีความเกี่ยวข้องอย่างใกล้ชิดกับเทคโนโลยีการชุบแข็ง

ความสามารถในการชุบแข็ง- เป็นความสามารถของเหล็กในการรับความแข็งสูงในระหว่างการชุบแข็ง ความสามารถในการชุบแข็งขึ้นอยู่กับปริมาณคาร์บอนในเหล็กและมีลักษณะเฉพาะด้วยความแข็งสูงสุดที่เป็นไปได้ ( HRC) สำหรับแบรนด์นี้

อิทธิพลที่สำคัญที่สุดต่ออัตราการเติบโตของชั้นการแพร่กระจายซึ่งเป็นอัลฟ่าเฟสผสม (เช่น ซิลิเกตและฟอสฟอรัส) เกิดขึ้นจากองค์ประกอบของเหล็กอิ่มตัว: เนื้อหาของธาตุคาร์บอนและโลหะผสมในนั้น
เมื่อพูดถึงองค์ประกอบเฟสของชั้นเคลือบซิลิกอน (และโดยทั่วไปแล้วการแพร่กระจายใด ๆ ) เราสามารถพิจารณาได้ในการประมาณครั้งแรก การเกิดซิลิกอนเป็นปฏิกิริยาของเหล็กและซิลิกอนในระบบสององค์ประกอบในอุดมคติ อย่างไรก็ตาม ก่อนที่จะพิจารณาจลนพลศาสตร์ของการทำให้เป็นซิลิกอนของเหล็ก ต้องจำไว้ว่าโลหะที่อิ่มตัวนั้นไม่ได้บริสุทธิ์เลย การมีอยู่ขององค์ประกอบที่สามในระบบ (เช่น การปรากฏตัวของคาร์บอนในเหล็กอิ่มตัว) ควรเร่งหรือชะลอการแพร่กระจายขององค์ประกอบอิ่มตัว ขึ้นอยู่กับสิ่งที่เปลี่ยนสิ่งเจือปนเข้าสู่พลังงานของพันธะระหว่างอะตอมในผลลัพธ์ ระบบไตรภาค โดยเฉพาะอย่างยิ่ง การเพิ่มขึ้นของความเข้มข้นของคาร์บอนในเหล็กอิ่มตัวทำให้การไหลของกระบวนการบำบัดด้วยความร้อนด้วยสารเคมีเกือบทั้งหมดช้าลง อย่างไรก็ตาม ผลที่ได้จะแตกต่างออกไปเมื่อองค์ประกอบทางเคมีต่างๆ กระจายเข้าสู่เหล็ก ความแตกต่างนี้เกิดจากข้อเท็จจริงที่ว่าส่วนหลักของผลกระทบของคาร์บอนไม่ได้ถูกกำหนดโดยปฏิกิริยาระหว่างคาร์บอนกับเหล็ก (เช่น อุปสรรค "ทางกล" ที่เกิดขึ้นจากการมีอยู่ของคาร์บอนในสารละลายที่เป็นของแข็ง) แต่โดย ปฏิสัมพันธ์ของธาตุคาร์บอนอิ่มตัว อันตรกิริยานี้ทำให้เกิดการกระจายตัวของคาร์บอนอย่างกระฉับกระเฉงในกระบวนการบำบัดด้วยความร้อนทางเคมีของเหล็กด้วยองค์ประกอบใดๆ ลักษณะของการแจกจ่ายซ้ำนี้กำหนดทั้งผลกระทบทางจลนศาสตร์ของคาร์บอนต่ออัตราการอิ่มตัวของเหล็กและลักษณะของการเปลี่ยนแปลงในโครงสร้างของโซนที่อยู่ติดกับชั้นการแพร่กระจายทันทีอันเป็นผลมาจากการแยกคาร์บอนออกหรือ "การประสานประสานภายใน"
เนื่องจากความเข้มข้นของอะตอมของคาร์บอนในเหล็กซิลิคอนนั้นด้อยกว่าปริมาณของเหล็กไม่เพียงเท่านั้น แต่ยังรวมถึงซิลิกอนด้วย คาร์บอนจึงถือได้ว่าเป็นส่วนผสมขององค์ประกอบที่สามกับระบบสององค์ประกอบ
พฤติกรรมขององค์ประกอบที่สามดังกล่าวที่มีการเปลี่ยนแปลงอัตราส่วนความเข้มข้นของสารสองตัวแรกของระบบถูกกำหนดโดยปัจจัยสองประการ: ประการแรกความสามารถในการละลายในเฟสที่เกิดขึ้นใหม่โดยองค์ประกอบอิ่มตัว และประการที่สอง ค่าสัมประสิทธิ์การแพร่กระจายบางส่วนใน ขั้นตอนเหล่านี้ สาเหตุของ "การเป็นปรปักษ์กัน" ของซิลิกอนและคาร์บอนในเหล็กอยู่ในความคล้ายคลึงกันของประเภทของพันธะระหว่างอะตอม Fe-C และ Fe-Si ซึ่งทำให้ความสามารถในการละลายของคาร์บอนในซิลิคอนเฟอร์ไรท์ลดลงอย่างรวดเร็วและ อัตราการแพร่กระจายของคาร์บอนเพิ่มขึ้นในสารละลายของแข็งที่มีซิลิกอนสูง เช่น ออสเทนนิติกและเฟอริติก
นอกจากนี้ยังติดตามจากข้อมูลของงานที่การปรากฏตัวของธาตุอัลลอยด์ (อย่างน้อยก็ในปริมาณที่ใช้ในเหล็กโลหะผสมต่ำและปานกลาง จนถึงชั้นมาร์เทนซิติก) ไม่ควรนำไปสู่การเปลี่ยนแปลงเชิงคุณภาพในผลกระทบของคาร์บอนต่อ ความลึกของชั้นซิลิโคนและในธรรมชาติของการกระจายตัวของมัน .
ตัวบ่งชี้หนึ่งของ "การเป็นปรปักษ์กัน" ของซิลิคอนและคาร์บอนคือข้อเท็จจริงที่รู้จักกันดีของการแพร่กระจายของคาร์บอนขึ้นจากปริมาตรคาร์บอนต่ำไปยังปริมาตรคาร์บอนสูงหากส่วนหลังมีซิลิกอนที่มีความเข้มข้นต่ำกว่า การทดลองเพื่ออธิบายกลไกของการแพร่กระจายแบบ "ย้อนกลับ" (จากน้อยไปมาก) ได้ดำเนินการอย่างแม่นยำในตัวอย่างของโลหะผสมเฟอร์ริติกของระบบ Fe-Si-C โดยผู้เขียนเอกสารที่รู้จักกันดี การศึกษาแนวความคิดที่คล้ายคลึงกันดำเนินการโดย G.V. Shcherbedinsky และ V.I. ไชดูรอฟ ผู้เขียนงานเหล่านี้ศึกษาผลการแพร่กระจายของการสัมผัสใกล้กับรอยต่อของชิ้นงานเหล็กกล้าคาร์บอนสูงที่มีเหล็กที่มีซิลิกอน โครเมียม หรือนิกเกิล ในเวลาเดียวกัน พบว่า จากผลการขจัดคาร์บูไรซิ่ง การเติม 0.75% Si นั้นเทียบเท่ากับการมีนิกเกิล 10% ในเหล็ก (อย่างไรก็ตาม ข้อเท็จจริงที่ว่าเหล็กนิกเกิลมีโครงสร้างออสเทนนิติกไม่ได้นำมาพิจารณา ). ตามข้อมูล ความสามารถในการละลายของคาร์บอนในเฟอร์ไรท์จะลดลงในระดับสูงสุดโดยการเติมโคบอลต์ ซิลิคอนแทบไม่ด้อยกว่าในแง่ของระดับอิทธิพล ในขณะที่ผลกระทบของนิกเกิลและแมงกานีสนั้นอ่อนแอกว่า 3-4 เท่า ดังนั้นจึงไม่ควรลืมว่าแม้ว่าอัตราการแพร่ของคาร์บอนจะสูงกว่าการเคลื่อนที่ของส่วนประกอบที่สร้างสารละลายทดแทน (รวมถึงซิลิกอน) อย่างมีนัยสำคัญ แต่การกระจายคาร์บอนควบคู่ไปกับการแพร่กระจายขึ้นนั้นเป็นปรากฏการณ์บังคับที่เกิดจากการจัดหา ซิลิกอนกับเหล็กจากภายนอก ดังนั้นจึงสามารถสันนิษฐานได้ว่าอัตราการแจกจ่ายคาร์บอนไม่ควรเกินอัตราการทำให้เกิดซิลิกอน และความกว้างของเขตคาร์บูไรซ์ไม่ควรเกินความลึกของชั้นซิลิโคนมาก
ในช่วงเวลาของการก่อตัวของเฟอร์ไรต์ที่มีความเสถียรระดับไมโครครั้งแรกในระหว่างการทำให้เป็นซิลิกอน คาร์บอนจะกระจายจากปริมาตรเฟอร์ไรต์ไปยังปริมาตรออสเทนไนต์ที่อยู่ใกล้เคียง ซึ่งแตกต่างกันเล็กน้อยในเนื้อหาซิลิกอน และจากนั้นจึงเข้าสู่ออสเทนไนต์ที่มีซิลิกอนต่ำเท่านั้น เห็นได้ชัดว่าคาร์บอนจะเคลื่อนตัวผ่านสิ่งที่เรียกว่าไซต์ Si นั่นคือเหนือเซลล์ของเฟอร์ไรท์หรือโครงตาข่ายออสเทนนิติกซึ่งไซต์ใดไซต์หนึ่งถูกครอบครองโดยอะตอมซิลิกอน สิ่งนี้สามารถอธิบายได้ด้วยข้อเท็จจริงที่ว่าเมื่อมีซิลิคอน พันธะโควาเลนต์ของเหล็กจะอิ่มตัว และไม่สามารถสร้างพันธะ Fe-C ได้ ปฏิสัมพันธ์ที่แปลกประหลาดของซิลิกอนและคาร์บอนในโครงสร้างผลึกของสารละลายที่เป็นของแข็งที่มีธาตุเหล็กจะค่อยๆ หายไปพร้อมกับอุณหภูมิที่เพิ่มขึ้น (สูงกว่าประมาณ 900-950 ° C) ซึ่งสอดคล้องกับจำนวนตำแหน่งงานว่างที่เพิ่มขึ้นซึ่งคาร์บอนจะแพร่กระจายอย่างเข้มข้นมากขึ้น . การเพิ่มขึ้นของอุณหภูมิซิลิกอน (ในช่วง 850 ถึง 1,000 ° C) ช่วยลดความเด่นของการแพร่กระจายของขอบเขตคาร์บอนเหนือการแพร่กระจายที่ว่าง ในทางปฏิบัติ การกำหนดค่าของโซน sublayer ของ carburized ควรขนานกับพื้นผิวโลหะที่ซิลิกอนเข้าไป ควรสังเกตว่าปฏิกิริยาที่อธิบายไว้ทั้งหมดเป็นคุณลักษณะเฉพาะของโลหะผสมที่มีธาตุเหล็กเท่านั้น หากถูกแทนที่ด้วยโครเมียม การทำให้เป็นซิลิโคนจะไม่ทำให้เกิดการกระจายตัวของคาร์บอนที่มีพลังเนื่องจากความสัมพันธ์ทางเคมีสูงของส่วนประกอบต่างๆ ของ ระบบซีอาร์-ซี
คุณสมบัติของโครงสร้างของชั้นซิลิโคนและสาเหตุของการเกิดขึ้นจะได้รับการพิจารณาด้านล่าง นอกจากนี้ยังจำเป็นต้องพิจารณาการเปลี่ยนแปลงสั้น ๆ ที่การกระจัดของคาร์บอนโดยซิลิกอนเข้าสู่โครงสร้างของโซนเลเยอร์ย่อยด้วย เป็นที่ทราบกันดีว่าซิลิกอนผลักคาร์บอนออกไปอย่างเข้มข้นจนเมื่อทำการชุบเหล็กกล้าซิลิคอน ตัวอย่างเช่น "การเกิดซิลิเกตภายใน" ชนิดหนึ่ง: ซิลิกอนที่ถูกแทนที่ด้วยโบรอนจะสร้างโซนโพโดไนด์ที่แยกคาร์บอนออกซึ่งประกอบด้วยเฟส α และ α ซึ่งเป็นความเข้มข้นของซิลิกอน มากกว่าเนื้อหาเฉลี่ยในเหล็ก 4-5 เท่า บริเวณที่มีซิลิกอนสูงดูเหมือนจะ "ถูกแซนวิช" ระหว่างโซนบอไรด์กับโซนคาร์บอนสูง สิ่งที่คล้ายกันเกิดขึ้นในระหว่างการทำให้เป็นซิลิกอนของเหล็กอัลลอยด์มาร์เทนซิติก: ระหว่าง ชั้นของเฟอร์ไรต์ซิลิกอนที่มีความเสถียรสูงและโซนความเข้มข้นของคาร์บอนที่ถูกแทนที่ด้วยซิลิคอน ปรากฎ (ที่อุณหภูมิการทำให้เป็นซิลิกอน ) แถบออสเทนไนต์ที่มีซิลิกอนที่มีความเข้มข้นไม่สูงพอที่จะสร้างเฟอร์ไรท์ที่เป็นซิลิกอน แต่ในขณะเดียวกัน ขนาดใหญ่ที่มีซิลิกอนทำให้เกิดการเคลื่อนตัวของคาร์บอนไปยังชั้นของโลหะที่อยู่เบื้องล่าง ในเหล็กกล้าที่ไม่ผสมไฮโปยูเทคตอยด์ แถบนี้แตกต่างจากโซนคาร์บูไรซ์ที่อยู่เบื้องล่าง s (โดยโครงสร้างในสภาวะเย็นลง) โดยไม่มีเพอร์ไลต์และมีเมล็ดเฟอร์ไรต์เรียงเป็นแนวอยู่ติดกับเกรนของชั้นเฟอร์ไรต์ที่เสถียร อย่างไรก็ตาม โครงสร้างของโซนที่อยู่ติดกับเฟอร์ไรท์ในทันทีนั้นเป็นลักษณะเฉพาะส่วนใหญ่สำหรับเหล็กกล้าของคลาสมาร์เทนซิติก การกระจัดของคาร์บอนจากโซนนี้ทำให้ความสามารถในการชุบแข็งลดลงอย่างมาก ดังนั้น ในเหล็กกล้าที่ผสมด้วยองค์ประกอบจำนวนมากที่เพิ่มความสามารถในการชุบแข็ง (Cr, Ni, W, Mo) ชั้นเฟอร์ไรต์ซิลิกอนจะถูกแยกออกจากแกนกลางโดย ชั้นมุก (รูปที่ 42) ผู้เขียนบางคนสังเกตเห็นปรากฏการณ์ที่อธิบายไว้เมื่อทำการชุบเหล็กกล้าโดยใช้แหล่งการแพร่กระจายของพลังงานสูง (การเจาะด้วยแก๊สและอิเล็กโทรไลซิส); เห็นได้ชัดว่าควรคาดหวังเมื่อเหล็กขององค์ประกอบที่มีชื่ออิ่มตัวด้วยองค์ประกอบที่ไม่ใช่โลหะโดยทั่วไป (B, Si, P, ฯลฯ )

เมื่อปรับโครงสร้างเหล็กที่มีคาร์บอนต่ำและคาร์บอนปานกลางให้เป็นซิลิกอน การอัดรีดคาร์บอนระหว่างความอิ่มตัวจะนำไปสู่การก่อตัวของโซนที่อุดมด้วยคาร์บอนซึ่งเปลี่ยนผ่านจากชั้นการแพร่กระจาย (ชั้นซิลิคอนเฟอร์ไรท์) ไปสู่โลหะฐาน (รูปที่ 43) สำหรับเหล็กที่มีอุณหภูมิ 0.3-45% C โซนทรานซิชัน (เมื่อทำให้เย็นลงจากอุณหภูมิการทำให้เป็นซิลิโคนในอากาศ) จะปราศจากเฟอร์ไรท์ การปรากฏตัวของคาร์บอนและซิลิกอนที่มีเนื้อหาเพิ่มขึ้นในเขตการเปลี่ยนแปลงจะนำไปสู่การเติบโตของเมล็ดออสเทนไนต์ที่เข้มข้นยิ่งขึ้น (รูปที่ 43)

คำถามเกี่ยวกับขนาดและธรรมชาติของอิทธิพลของความเข้มข้นของคาร์บอนต่อความลึกของชั้นซิลิกอนนั้นสมควรได้รับความสนใจเป็นพิเศษ ผู้เขียนที่ศึกษากระบวนการน่าเบื่อให้เหตุผลว่าธรรมชาติของผลกระทบของคาร์บอนต่ออัตราการแพร่ขององค์ประกอบที่ไม่ใช่โลหะทั้งหมดมีความคล้ายคลึงกัน โดยเฉพาะอย่างยิ่ง ผู้เขียนเชื่อว่าหน้าที่ของเนื้อหาคาร์บอนเชิงลึกของชั้นมีรูปแบบของสัดส่วนโดยตรง น.ส. Gorbunov ลากเส้นของความเข้มข้นของความลึกของชั้นพึ่งพา - คาร์บอนเป็นเส้นตรง (รูปที่ 44, a) แม้จะมีการเบี่ยงเบนของจุดจากเส้นตรง (เห็นได้ชัดว่าผู้เขียนถือว่าการเบี่ยงเบนเหล่านี้เป็นผลมาจากความไม่ถูกต้องในการทดลอง) ร่องรอยที่ชัดเจนของ "การยืดผม" มีความคล้ายคลึงกับกราฟในเอกสารของ A.N. Minkevich (รูปที่ 44, b) แม้ว่าที่นี่จะไม่มีเส้นตรงอีกต่อไป แต่เป็นอักขระพาราโบลา

ผู้เขียนพิจารณาถึงเหตุผลของลักษณะพาราโบลาของฟังก์ชันความเข้มข้นของความลึก-คาร์บอนของชั้น และสรุปได้ว่าสาเหตุหลักมีดังนี้ การกระจายตัวของคาร์บอนในระหว่างการทำให้เป็นซิลิกอนโดยการแพร่กระจายดันเข้าไปในส่วนลึกของโลหะนั้นเป็นไปตามกฎเดียวกันกับกระบวนการใดๆ ของความอิ่มตัวของการแพร่กระจาย กล่าวคือ คล้ายกับ "การประสานประสานภายใน" ที่อุณหภูมิสูงกว่า 900 °C ซึ่งมักใช้สำหรับการทำให้เป็นซิลิกอน ในอีกด้านหนึ่ง การตกผลึกของออสเทนไนต์จะสิ้นสุดลงอย่างรวดเร็ว (ภายในสิบนาที) และบทบาทของการแพร่กระจายขอบเขตในการกระจายคาร์บอนซ้ำจะลดลงอย่างรวดเร็ว ซึ่งสอดคล้องกับ ลดความยาวรวมของขอบเมล็ดออสเตไนต์เอง ในทางกลับกัน ปริมาณของขอบเขตเหล่านี้ในเหล็กกล้าคาร์บอนสูงที่เพียงพอควรจะอิ่มตัวด้วยคาร์บอนอยู่แล้วจนถึงขีดจำกัดความสามารถในการละลาย ดังนั้น เนื่องจากอัตราการแพร่กระจายของคาร์บอนทั่วร่างกายของเมล็ดพืชนั้นต่ำ เมื่อความเข้มข้นรวมในเหล็กเพิ่มขึ้น ความเป็นไปได้ในการผลักคาร์บอนเข้าไปในปริมาตรที่มากกว่าสามถึงสี่ความลึกจากขอบเขตของซิลิคอน ( เฟอร์ไรท์) ชั้นเกือบจะหายไปอย่างสมบูรณ์ การผสมเหล็กกับองค์ประกอบใดๆ - ทั้งคาร์ไบด์และไม่ใช่คาร์ไบด์, โลหะและอโลหะ - โดยทั่วไปจะทำให้ขอบเขตเกรนของสารละลายที่เป็นของแข็ง (α หรือ γ) อิ่มตัวด้วยองค์ประกอบนี้ และลดระดับของความไม่สม่ำเสมอในการกระจาย คาร์บอนระหว่างร่างกายของเมล็ดพืชและขอบเขตของมัน สำหรับองค์ประกอบที่ไม่ใช่โลหะ จะมีความเด่นชัดน้อยกว่าโลหะที่สร้างคาร์ไบด์ อย่างไรก็ตาม ในออสเทนไนต์ ซิลิกอนจะแทนที่คาร์บอนจากขอบเขตเข้าไปในตัวเมล็ดพืช (และด้วยเหตุนี้ ยิ่งป้องกันการกระจายของคาร์บอนมากเท่าใด ก็ยิ่งสูงขึ้นเท่านั้น ความเข้มข้นของเหล็กอย่างหลัง) เข้มข้นกว่าเฟอร์ไรท์มาก
เห็นได้ชัดว่าผู้เขียนเป็นครั้งแรกที่ตรวจสอบคำถามว่าการกระจายคาร์บอนในเหล็กเปลี่ยนแปลงอย่างไรเมื่อความลึกของชั้นซิลิกอนเพิ่มขึ้น (ตัวอย่างเช่นเมื่ออุณหภูมิและระยะเวลาอิ่มตัวเพิ่มขึ้น) ปรากฎว่าฟังก์ชันนี้ยังคงรักษาลักษณะพาราโบลาในเชิงคุณภาพไว้ได้ ในขณะที่ความเข้มข้นสูงสุดของคาร์บอนจะเคลื่อนเข้าสู่ความลึกของโลหะ ซึ่งสอดคล้องกับการกระจัดของขอบของชั้นเฟอร์ไรท์
ผู้เขียนชี้ให้เห็นอย่างถูกต้องว่าชั้นที่มีรูพรุนไม่ควรรวมเฉพาะปริมาตรใกล้กับพื้นผิวโลหะเท่านั้น แต่ยังรวมถึงโซนทั้งหมดของอิทธิพลเชิงโครงสร้างของโบรอนที่กระจายด้วย เห็นได้ชัดว่าข้อความนี้สมเหตุสมผลที่จะขยายไปสู่การทำให้เป็นซิลิโคนของเหล็ก กล่าวคือ แนวคิดของ "ชั้นซิลิกอน" จะต้องประกอบด้วย: ชั้นของซิลิไซด์ (ส่วนใหญ่มักจะเป็น "โครงสร้างเสริม α") ชั้นของเฟอร์ไรต์ที่มีซิลิกอนสูงที่มีความเสถียร ชั้นย่อย ของออสเทนไนต์ที่ผสมกับซิลิกอน (เมื่อเย็นตัวลง ซึ่งจะกลายเป็นเฟอร์ไรท์ที่มีเกรนเรียงเป็นแนวในเหล็กกล้าคาร์บอนต่ำและกลายเป็นชั้นของเพิร์ลไลต์ในเหล็กกล้ามาร์เทนซิติก) ซึ่งเป็นโซนของปริมาณคาร์บอนที่เพิ่มขึ้นแทนที่จากปริมาณซิลิเซียสของคาร์บอนที่วางอยู่ อันที่จริงแล้วโซนนี้เป็นแกนกลางของโลหะซึ่งองค์ประกอบและโครงสร้างยังคงไม่เปลี่ยนแปลง .
ในข้อมูลข้างต้นของผู้เขียนหลายคนเกี่ยวกับผลกระทบของคาร์บอนต่อความลึกของชั้นซิลิกอน ความคลาดเคลื่อนที่มีนัยสำคัญ ทั้งเชิงปริมาณและเชิงคุณภาพ ดึงดูดความสนใจ เราไม่สงสัยเลยว่าสาเหตุของความคลาดเคลื่อนเหล่านี้เป็นวิธีการอย่างหมดจด: ผู้เขียนใช้สำหรับชุดการวิจัยของเหล็กซึ่งเมื่อเปลี่ยนจากเกรดหนึ่งไปอีกเกรด ไม่เพียง แต่ปริมาณคาร์บอนจะเปลี่ยนไป แต่ยังรวมถึงลักษณะการหลอมเหลว ความเข้มข้นของสิ่งเจือปน เป็นต้น จากจุดที่น่าสนใจนี้เป็นการนำวิธีการตัวอย่างองค์ประกอบตัวแปรที่เสนอโดย Acad มาประยุกต์ใช้ ส.อ. Vekshinskii ในปี 1944 และจากนั้นก็พัฒนาในผลงานของ G.V. เฟโดรอฟ วิธีการของกลุ่มตัวอย่างองค์ประกอบแปรผันคือการศึกษาอิทธิพลของความเข้มข้นขององค์ประกอบต่อกระบวนการความอิ่มตัวของการแพร่กระจายในตัวอย่างที่เคยอิ่มตัวด้วยองค์ประกอบนี้มาก่อน ตัวอย่างเช่น เพื่อศึกษาผลกระทบของคาร์บอนต่อการทำให้เป็นซิลิกอนของเหล็ก กระบอกเหล็ก Armco จะต้องผ่านการคาร์บูไรซิ่งแบบลึกในทิศทางเรเดียล จากนั้นตัดกระบอกสูบเป็นแหวนรองแบน ๆ พวกมันจะถูกทำให้เป็นซิลิโคนในทิศทางของเจเนอเรทริกซ์ เนื่องจากการเปลี่ยนแปลงของปริมาณคาร์บอนถูกกำหนดไว้ก่อนหน้านี้แล้วโดยการวิเคราะห์ทางเคมีแบบทีละชั้น การศึกษาโครงสร้างจุลภาค (ด้วยการกำหนดความลึกของชั้นที่เคลือบด้วยซิลิกา) ของตัวอย่างที่อิ่มตัวหนึ่งตัวอย่างที่มีปริมาณคาร์บอนที่แปรผันอย่างราบรื่นในช่วงตั้งแต่ 0.07 ถึง 1.2% ทำให้สามารถระบุผลกระทบของคาร์บอนต่อความลึกของชั้นซิลิกอนได้ด้วยความแม่นยำที่ไม่สามารถบรรลุได้ก่อนหน้านี้ วิธีการของตัวอย่างองค์ประกอบแปรผันสามารถใช้ในการศึกษาผลของธาตุผสมใด ๆ ต่อกระบวนการบำบัดด้วยความร้อนด้วยสารเคมีในช่วงความเข้มข้นของมัน โดยที่องค์ประกอบนี้ไม่ก่อให้เกิดสารประกอบขององค์ประกอบคงที่ด้วยความเข้มข้นที่เปลี่ยนแปลงอย่างกะทันหันด้วย โลหะอิ่มตัว ตัวอย่างเช่น เป็นที่ทราบกันดีอยู่แล้วว่าเหล็กก่อให้เกิดสารละลายที่เป็นของแข็งในช่วงความเข้มข้นกว้างที่มีองค์ประกอบการผสมที่สำคัญที่สุด: Cr, Ni, Mn, V, Si (ด้วยเหตุนี้ พวกมันจึงถูกใช้สำหรับโลหะผสมเหล็ก)
ข้อได้เปรียบหลักของวิธีการที่อธิบายไว้คือ: ผลลัพธ์สัมพัทธ์มีความแม่นยำสูง โดยทำการวัดทั้งหมดในตัวอย่างเดียว ซึ่งจะกำจัดอิทธิพลของความแตกต่างในเนื้อหาของสิ่งเจือปนที่หลีกเลี่ยงไม่ได้ในเกรดเหล็กต่างๆ ความละเอียดสูงมาก เนื่องจากมีการจัดชุดโลหะผสมที่ต่อเนื่องเกือบต่อเนื่องโดยมีความแตกต่างเล็กน้อยในองค์ประกอบโดยพลการเพื่อการวิจัย สิ่งเดียวที่คัดค้านการใช้วิธีนี้อาจเป็นได้ว่าในกระบวนการของความอิ่มตัวทุติยภูมิ (เช่น การทำให้เป็นซิลิกอน) การดูดซับคาร์บอนในความลึกของโลหะอาจเกิดขึ้นได้ และผลเชิงปริมาณของการวัดจะน้อยลงบ้าง แม่นยำ. อย่างไรก็ตาม ข้อได้เปรียบหลักของวิธีการนี้ คือ การมีอยู่ของสเปกตรัมของโลหะผสมที่มีองค์ประกอบที่แปรผันอย่างราบรื่นอย่างต่อเนื่อง นอกจากนี้ด้วยระยะเวลาอิ่มตัวสั้น ๆ - 2-3 ชั่วโมง - ไม่สามารถนำชั้นซีเมนต์เป็นแหล่งการแพร่กระจายที่มีประสิทธิภาพใด ๆ การดูดซึมคาร์บอนจากมันในทางปฏิบัติจะไม่เกิดขึ้น ในระดับที่น้อยกว่านั้น การสลายดังกล่าวจะคุกคามชั้นที่อิ่มตัวด้วยโลหะ (เช่น โครเมียม) สิ่งนี้ได้รับการยืนยันโดยเราด้วยความบังเอิญของข้อมูลที่ได้จากตัวอย่างองค์ประกอบที่แปรผันได้และในชุดเหล็กที่มีปริมาณคาร์บอนต่างกัน
ผลลัพธ์ที่ได้จากเราโดยวิธีการของตัวอย่างที่มีองค์ประกอบที่แปรผันของคาร์บอนแสดงไว้ในรูปที่ 45. เห็นได้ชัดว่าวิธีการทำให้เป็นซิลิกอนไม่ส่งผลกระทบต่อธรรมชาติของการชะลอตัวของกระบวนการอิ่มตัวด้วยคาร์บอน อย่างไรก็ตาม คุณลักษณะที่สำคัญที่สุดของการพึ่งพาที่ได้รับคือการมี "แพลตฟอร์ม" บนเส้นโค้ง: คาร์บอนมีผลกระทบที่สำคัญที่สุดต่อความลึกของชั้นการแพร่กระจายระหว่าง 0.05 ถึง 0.2 โดยน้ำหนักของเนื้อหาที่ 0.6-1.2% C ผลกระทบของมันสังเกตได้น้อยลง แต่ก็มีนัยสำคัญเช่นกันในขณะที่อยู่ในช่วง 0.2-0.5% คาร์บอนแทบไม่ส่งผลกระทบต่อความลึกของชั้นซิลิกอน การศึกษาพิเศษได้แสดงให้เห็นว่าแม้เหล็กจะอิ่มตัวด้วยธาตุอื่นที่ไม่ใช่โลหะ - โบรอนและฟอสฟอรัส (และไม่ว่าชั้นผลลัพธ์จะเป็นเฟสอัลลอยด์หรือสารประกอบ - บอไรด์ ฟอสไฟด์ หรือซิลิไซด์) ก็ตาม) ธรรมชาติของผลกระทบของ คาร์บอนยังคงคุณภาพใกล้เคียงกัน และพิกัดของ "ไซต์" แทบไม่เปลี่ยนแปลง เห็นได้ชัดว่าสาเหตุของการก่อตัวของ "แพลตฟอร์ม" ไม่ได้อยู่ในคุณสมบัติของกลไกการแพร่กระจายขององค์ประกอบที่ไม่ใช่โลหะอย่างใดอย่างหนึ่งในออสเทนไนต์ แต่โดยธรรมชาติของออสเทนไนต์นี้

ในความเห็นของเรา ลักษณะที่ได้รับของการเปลี่ยนแปลงความลึกของชั้นซิลิกอนนั้นเกิดจากลักษณะเฉพาะของการกระจายคาร์บอนซ้ำในระหว่างการทำให้เป็นซิลิคอน ดังที่ Zayt ชี้ให้เห็น "การผลักส่วนประกอบออกไปในขั้นต้นจะกระจายไปทั่วตัวอย่างอย่างสม่ำเสมอ ซึ่งเป็นส่วนประกอบที่กระจายตัวจากภายนอก ไม่มีอะไรมากไปกว่าการแพร่เมื่อเกิดการไล่ระดับของกิจกรรมที่เกิดขึ้นเนื่องจากการแทรกซึมของส่วนประกอบที่สาม" การไล่ระดับของกิจกรรมคาร์บอนในโลหะผสมเหล็ก-คาร์บอนต่างๆ นั้นแตกต่างกันแม้จะอยู่ภายใต้ระบอบการอิ่มตัวเดียวกัน จากข้อมูลที่ได้รับ คาดว่าเมื่อปริมาณคาร์บอนในเหล็กเพิ่มขึ้น การไล่ระดับของกิจกรรม (ceteris paribus) จะไม่เปลี่ยนแปลงเป็นเส้นตรง แต่ตามกฎหมายที่ซับซ้อนกว่า คุณลักษณะเฉพาะอีกประการของการกระจายคาร์บอนในระหว่างการทำให้เป็นซิลิกอนคือการพึ่งพาความเข้มข้นที่ค่อนข้างแรงของสัมประสิทธิ์การแพร่ในออสเทนไนต์ ความคล่องตัวในการแพร่กระจายของคาร์บอนในโลหะผสมที่มีคาร์บอนสูงนั้นสูงกว่าในโลหะผสมคาร์บอนต่ำอย่างเห็นได้ชัด อัตราส่วนของปัจจัยทั้งสองนี้กำหนดจลนพลศาสตร์ของการก่อตัวของชั้นซิลิโคนบนเหล็กกล้าคาร์บอน
ความอิ่มตัวของพื้นผิวของเหล็กกล้าคาร์บอนที่มีองค์ประกอบที่ช่วยลดความสามารถในการละลายของคาร์บอนในออสเทนไนต์นำไปสู่การกระจัดของคาร์บอนไม่เพียงแต่จากชั้นของเฟอร์ไรท์ที่เสถียรเท่านั้น แต่ยังมาจากโซนย่อยที่มีนัยสำคัญพอสมควรในเชิงลึก เนื่องจากการแทนที่ของคาร์บอนจากโซนพื้นผิวและการลดลงของพลังการละลายของออสเทนไนต์ในโซนอันเดอร์เลเยอร์ มันเป็นไปได้ที่จะไปถึงขีดจำกัดของการละลายคาร์บอนในนั้นแม้ว่าปริมาณคาร์บอนในเหล็กเองจะไม่เกิน 0.5%. จนกว่าจะถึงขีดจำกัดของความสามารถในการละลายคาร์บอน ไม่จำเป็นต้องเอามันออกลึกเข้าไปในโลหะ: เนื่องจากปริมาณคาร์บอนในแกนกลางทำหน้าที่เป็นอุปสรรคต่อการเข้ามาของคาร์บอนจากโซนด้านล่างก็ต่อเมื่อมีความจำเป็นเท่านั้น จึงจะชัดเจน เหตุใดความเข้มข้นของคาร์บอนถึง 0.5% C ถึงชั้นซิลิกอนเชิงลึกจึงไม่ได้รับผลกระทบ ในเหล็กกล้าคาร์บอนสูง ชั้นจะปรากฏภายใต้เขตคาร์บอนต่ำบาง ๆ ซึ่งเปอร์เซ็นต์ของคาร์บอนใกล้เคียงกับขีดจำกัดความสามารถในการละลาย การเคลื่อนที่ของการแพร่กระจายในบริเวณนี้จะยากขึ้น ยิ่งเหล็กกล้าคาร์บอนสูงก็จะมีความอิ่มตัวมากขึ้น และทำให้เขตคาร์บอนนี้หนาขึ้น สิ่งนี้ทำให้เกิดการยับยั้งกระบวนการอิ่มตัวค่อนข้างคมชัด
การลดลงอย่างรวดเร็วของความลึกของชั้นการแพร่กระจายที่มีปริมาณคาร์บอนเพิ่มขึ้นในเหล็กกล้าคาร์บอนต่ำ - จาก 0.05 ถึง 0.2% C - สามารถอธิบายได้ด้วยข้อเท็จจริงที่ว่าการกำจัดคาร์บอนอย่างรวดเร็วจากส่วนที่เป็นคาร์บอนของชั้นย่อยนั้นไม่ได้ขัดขวางโดย ความเข้มข้นสูง แต่กลับกันโดยข้อเท็จจริงที่ว่ามันยังต่ำเกินไป คาร์บอนในกรณีนี้เห็นได้ชัดว่าไม่แพร่กระจายไปยังปริมาตรของโลหะที่อยู่ห่างไกลจากชั้น แต่สะสมในชั้นย่อยเนื่องจากการดูดซึมของชั้นย่อยคาร์บอนนี้การไล่ระดับความเข้มข้นของคาร์บอนยังไม่เพียงพอและไม่รับประกันการกำจัด ของคาร์บอนเข้าไปในส่วนลึกของโลหะในอัตราเท่ากับหรือมากกว่าอัตราการเจริญเติบโตของชั้นเฟอร์ไรต์แพร่
ผลกระทบของคาร์บอนต่ออัตราการเกิดซิลิกอนจะไม่เด่นชัดนัก หากสามารถแยกส่วนของคาร์บอนที่มีความเข้มข้นในโซนคาร์บอนสูงในชั้นย่อยออกมาในรูปของคาร์ไบด์ได้ (ซึ่งเกิดขึ้น เช่น เมื่อชุบเหล็กกล้าคาร์บอนสูง ). ด้วยซิลิโคนและฟอสฟอรัส เป็นไปไม่ได้อย่างเห็นได้ชัด
การปรากฏตัวของ "แพลตฟอร์ม" ที่อธิบายไว้มีความสำคัญในทางปฏิบัติบางประการ: เป็นไปได้โดยไม่ต้องลดอัตราการอิ่มตัวสำหรับเหล็กที่มีคาร์บอนค่อนข้างสูงในการทำซิลิกอน (ซึ่งจะใช้กับเหล็กอัลลอยด์ดังที่แสดงด้านล่าง) ซึ่งมี สมบัติเชิงกลที่เพิ่มขึ้น กล่าวคือ รวมพื้นผิวที่ทนต่อสารเคมีของชิ้นส่วนเข้ากับความแข็งแรงเชิงกลของแกนกลาง
จากทั้งหมดที่กล่าวมาสามารถนำมาประกอบกับการเกิดซิลิกอนของเหล็กได้เท่านั้น ฟอสฟอรัส เกี่ยวกับความอิ่มตัวของเหล็กด้วยซิลิกอน ข้อความที่คล้ายกับที่กล่าวไว้ข้างต้นนั้นแสดงโดย E. Fitzer ผู้เชี่ยวชาญด้านการทำซิลิโคนที่มีชื่อเสียง ซึ่งแสดงให้เห็นว่าเมื่อปริมาณคาร์บอนในเหล็กเพิ่มขึ้น ความลึกของชั้นซิลิกอนจะลดลงอย่างช้าๆ จนกว่าความเข้มข้นของคาร์บอนจะถูกจำกัด (เพียงพอที่จะสร้างชั้นย่อยของไข่มุกแบบต่อเนื่อง)
ข้อมูลที่มีอยู่ในเอกสารเกี่ยวกับผลกระทบของปริมาณคาร์บอนในเหล็กต่อการก่อตัวของโซนรูพรุนของเฟส α' ขององค์ประกอบ Fe3Si ในชั้นซิลิกอนมีน้อยและไม่น่าเชื่อถือเพียงพอ
ตามที่นักเขียนชาวญี่ปุ่นอ้างถึงโดย A.I. Minkevich, A.V. Smirnov และ V.M. เมื่อพลิกกลับ การเพิ่มปริมาณคาร์บอนในเหล็กจะขยายช่วงอุณหภูมิของการทำซิลิกอนที่ไม่มีรูพรุน และเปลี่ยนขีดจำกัดล่างไปสู่อุณหภูมิที่ต่ำลงเล็กน้อยจาก 1200-1220 องศาเซลเซียส (ที่ 0.15% C) เป็น 1060-1200 องศาเซลเซียส (ที่ 1.1% ค ). การได้รับชั้นที่ไม่มีรูพรุนนั้นสัมพันธ์กับการเชื่อมหรือการหลอมของรูพรุนที่เกิดขึ้นระหว่างการทำให้ซิลิกอนใกล้กับอุณหภูมิหลอมเหลวของชั้นซิลิกอน
ในความเห็นของเรา การผลิตชั้นที่ปราศจากรูพรุนที่อุณหภูมิการทำให้เป็นซิลิกอนสูงนั้นไม่สัมพันธ์กับการเชื่อมและการหลอมของรูพรุนมากนัก แต่ด้วยความน่าจะเป็นที่การก่อตัวของพวกมันลดลง พื้นที่ของการดำรงอยู่ของเฟส α ดังที่แสดงไว้ข้างต้น แคบลงเมื่ออุณหภูมิเพิ่มขึ้นและเปลี่ยนไปสู่ความเข้มข้นของซิลิกอนที่สูงขึ้น ระดับของการจัดลำดับของเฟส a จะลดลงพร้อมกัน ปัจจัยเหล่านี้นำไปสู่การพึ่งพาความเข้มข้นที่ต่ำกว่าของค่าสัมประสิทธิ์การแพร่ของซิลิกอนในโลหะผสมเหล็ก-ซิลิกอน และในทางกลับกัน การบรรจบกันของสัมประสิทธิ์การแพร่บางส่วนของเหล็กและซิลิกอน และเป็นผลให้ ลดความเป็นไปได้ในการก่อตัวของรูพรุนการแพร่กระจายในชั้น
เนื่องจากการขาดความสามารถในการละลายคาร์บอนใน Fe3Si และการมีอยู่ของสิ่งกีดขวางเพิ่มเติมที่ป้องกันการแทรกซึมของคาร์บอนไปยังพื้นผิวตัวอย่างในโซนเฟส α ในรูปแบบของชั้นซิลิคอนเฟอร์ไรท์ที่แทบไม่ละลายคาร์บอน ซึ่ง แยกเฟส α" ออกจากแกนที่ประกอบด้วยคาร์บอน ซึ่งเป็นผลกระทบที่อธิบายข้างต้นของปริมาณคาร์บอนในเหล็กต่อช่วงอุณหภูมิของการทำซิลิกอนที่ไม่มีรูพรุนด้วยการลดอุณหภูมิหลอมเหลวของชั้นซิลิกอนด้วยการเพิ่มขึ้นของคาร์บอน ความเข้มข้นของเหล็ก
จากข้อมูลของเรา คาร์บอนไม่ได้ส่งผลกระทบอย่างมีนัยสำคัญต่อความหนาของโซนรูพรุนของเฟส α" ของชั้นซิลิกอน ดังที่แสดงไว้ข้างต้น ในกรณีของอิเล็กโทรไลซิสซิลิกอนที่อุณหภูมิ 950 °C ในตัวหลอมที่มีแอคทีฟสูง ( 75% Na2SiO3 + 25% NaCl), ชั้นรูพรุน α "-เฟสที่มีความหนาแตกต่างกันเพียงเล็กน้อยจะเกิดขึ้นบนเหล็ก Armco และเหล็กกล้า 45 ที่ 1050 °C และเวลาอิ่มตัว 0.5 ถึง 3 ชั่วโมง ชั้นที่หนาขึ้นของ α"- เฟสได้บนเหล็ก Armco มากกว่าบนเหล็กกล้า 45 อุณหภูมิเพิ่มความอิ่มตัวเป็น 1100 ° C ทำให้ความหนาของโซนที่มีรูพรุนบนเหล็กและเหล็กกล้าของ Armco 45 ลดลงอย่างรวดเร็ว
ในรูป รูปที่ 26 แสดงโครงสร้างจุลภาคของชั้นซิลิกอนที่ได้รับจากตัวอย่างเหล็กอาร์มโกที่ถูกเชื่อมประสาน (ที่มีความเข้มข้นของคาร์บอนที่แปรผันได้ตั้งแต่ 0.06 ถึง 1.2%) ในบริเวณที่มีคาร์บอนสูงและเฟอร์ริติกหลังจากอิเล็กโทรไลซิสอิ่มตัวในการหลอมของโซเดียมโมโนซิลิเกตด้วย 10 % โดยน้ำหนัก NaF ที่อุณหภูมิ 10000°C เป็นเวลา 2 ชั่วโมง ชั้นที่เคลือบซิลิโคนประกอบด้วยโซนรูพรุนของสารละลายที่เป็นของแข็งที่ได้รับคำสั่ง α" ซึ่งตั้งอยู่บนพื้นผิวตัวอย่างและโซนที่พัฒนาอย่างอ่อนของสารละลาย α-ของแข็งที่อยู่ติดกับแกนกลาง
เกรนเฟส α" มีโครงสร้างแบบ a acicular และตั้งฉากกับพื้นผิวตัวอย่าง ความพรุนของโซน Fe3Si จะแตกต่างกันไปตามความลึกของชั้นอย่างชัดเจน บริเวณรูพรุนที่พัฒนาแล้วส่วนใหญ่ตั้งอยู่ใกล้กับชั้นเฟส α มากกว่า พื้นผิวตัวอย่างทั้งในชิ้นส่วนเฟอร์ริติกและคาร์บอนสูง ความหนาและโครงสร้างของโซนของเฟส α- และ α" ของชั้นซิลิกอนจะเปลี่ยนแปลงเล็กน้อยเมื่อความเข้มข้นของคาร์บอนเปลี่ยนจาก 0.06 เป็น 1.3%
เมื่อปรับเหล็กไฮโปยูเทคตอยด์ให้เป็นซิลิกอนในตัวกลางของซิลิกอนเฮไลด์และก๊าซเฉื่อย แกนกลางของตัวอย่างจะอุดมด้วยคาร์บอน เนื่องจากชั้นเฟอร์ไรท์ภายใต้ชั้น Fe3Si จะแทนที่คาร์บอนลงในระดับความลึกของตัวอย่าง ในเหล็กกล้าไฮเปอร์ยูเทคตอยด์ ปฏิกิริยาการก่อตัว Fe3Si ที่ต่างกันนั้นนำหน้าการก่อตัวของเฟอร์ไรท์ที่เป็นซิลิกอน ดังนั้นคาร์บอนจะไม่เคลื่อนเข้าสู่แกนกลางจากพื้นผิว แต่ถูกปล่อยออกมาเป็นกราไฟต์ในชั้น Fe3Si (บนเหล็กที่มี 1.4% C) การมีอยู่ของคาร์ไบด์ตกตะกอนที่ขอบเขตของเกรนเรียงเป็นแนวของชั้นการแพร่กระจายเฟอร์ไรต์ของตัวอย่างเหล็กบางที่มี 0.3% C หลังจากที่มีการจำกัดความสามารถในการละลายของคาร์บอนในเขตออสเทนนิติกที่แคบที่เหลืออยู่ของแกนกลางแล้ว
ตามข้อมูล อัตราการก่อตัวของชั้นของ Fe3Si ภายใต้สภาวะเดียวกันของการทำให้เป็นซิลิกอนจะช้าลงด้วยการเพิ่มปริมาณคาร์บอนเป็น 0.6-1.0% ที่ปริมาณคาร์บอนสูง อัตราการก่อตัวของชั้น Fe3Si จะเพิ่มขึ้น คาร์บอนยังคงอยู่ในชั้นเฟส α" ในรูปของกราไฟต์ ชั้น Fe3Si บนเหล็กกล้าคาร์บอนสูงแทบไม่มีความสำคัญทางเทคนิคเนื่องจากการยึดเกาะที่ไม่ดีกับแกนกลาง

ข้าว. 9. เซลล์ผลึกเตตระกอน

ที่ระดับ supercooling สูง ความไม่เสถียรทางอุณหพลศาสตร์ของออสเทนไนต์จะเพิ่มขึ้น และอัตราการแพร่ของคาร์บอนจะลดลงอย่างรวดเร็ว ในกรณีนี้ จะเกิดการเปลี่ยนแปลงแบบไม่กระจายของออสเทนไนต์: fcc austenite lattice ถูกจัดเรียงใหม่เป็น bcc austenite โดยแรงเฉือน ซึ่งอะตอมของเหล็กจะเคลื่อนที่เป็นระยะทางน้อยกว่าอะตอมระหว่างอะตอม คาร์บอนทั้งหมดที่ละลายก่อนหน้านี้ในโครงตาข่ายออสเทนไนต์ยังคงอยู่ในโครงตาข่ายเฟอร์ไรท์ แม้ว่าข้อเท็จจริงที่ว่าความเข้มข้นของคาร์บอนในเฟอร์ไรท์จะไม่เกิน 0.01% ที่อุณหภูมิห้องก็ตาม เป็นผลให้เกิดสารละลายของแข็งที่อิ่มตัวยิ่งยวดของการแทรกสอดคาร์บอนในเหล็ก α ซึ่งเรียกว่ามาร์เทนไซต์ ปริมาณคาร์บอนในตะแกรงมาร์เทนไซต์นั้นมากกว่าในสภาวะสมดุลมาก ดังนั้นจึงบิดเบี้ยวอย่างรุนแรงและได้รูปทรงสี่เหลี่ยมจตุรัสแทนที่จะเป็นลูกบาศก์หนึ่ง อัตราส่วนของมาร์เทนไซต์ขัดแตะคือ ระดับของความเป็น tetragonality แตกต่างอย่างมากจากความเป็นหนึ่งเดียว (c/a > 1) ยิ่งคาร์บอนมาก ระดับของ tetragonality ของมาร์เทนไซต์ก็จะยิ่งสูงขึ้น (รูปที่ 9)

Martensite มีความแข็งสูง (สูงถึง 65 HRC) ความแข็งสูงของมาร์เทนไซต์เกิดจากการบิดเบี้ยวของโครงผลึก และด้วยเหตุนี้ ความเค้นภายในขนาดใหญ่ที่กำหนดโดยคาร์บอนที่ละลายในน้ำ และประการที่สอง การเกิดขึ้นของเฟสชุบแข็งเนื่องจากการเพิ่มขึ้นของปริมาตรระหว่างการแปลงออสเทนไนต์เป็นมาร์เทนไซต์ (ความหนาแน่นของการบรรจุของตาข่าย fcc มากกว่า bcc) ซึ่งเป็นผลมาจากความหนาแน่นของการเคลื่อนที่ในมาร์เทนไซต์ถึงระดับของ ความหนาแน่นของความคลาดเคลื่อนของเหล็กงานเย็นและมีค่าเท่ากับ 10 10 –10 12 ซม. -2 .

อัตราการก่อตัวของผลึกมาร์เทนไซต์นั้นสูงมากและสูงถึง 1,000 m/s ในระหว่างการจัดเรียงใหม่ γ→α อะตอมของเหล็กจะเคลื่อนไปอย่างมีระเบียบ ในทิศทางของผลึกศาสตร์ที่กำหนดไว้อย่างเคร่งครัด นอกจากนี้ ระนาบการผสมพันธุ์ทั่วไปของโครงข่าย γ และ α Fe ถูกคงไว้เช่น ขอบเขตระหว่างเฟสมีความสอดคล้องกัน ดังนั้นคริสตัลแลตทิซของเฟสใหม่ของมาร์เทนไซต์ก็มักจะสัมพันธ์กับเฟสเริ่มต้น - ออสเทนไนต์ซึ่งสัมพันธ์กับตัวมันเอง เข็มมาร์เทนไซต์ที่ตามมาจะเกิดขึ้นที่มุม 60 °, 120 °หรือ 180° กับเข็มก่อนหน้าและถูก จำกัด ด้วยขนาด ทิศทางของกระบวนการและความแตกต่างในปริมาตรจำเพาะของเฟส (ออสเทนไนต์และมาร์เทนไซต์) นำไปสู่ความจริงที่ว่าออสเทนไนต์ตกอยู่ในบริเวณปิดระหว่างเข็มมาร์เทนไซต์ ประสบกับแรงอัด การโลดโผนและการคงตัว ดังนั้น "ออสเทนไนต์ที่ตกค้าง" จำนวนหนึ่งที่ยังไม่ได้เปลี่ยนรูปจึงถูกเก็บรักษาไว้ในเหล็กกล้าเสมอ และการสิ้นสุดของการเปลี่ยนแปลงมาร์เทนซิติก (Mc) ถือเป็นเงื่อนไข การเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนซิติกมีความไวต่อความเครียดมาก และการเสียรูปของออสเทนไนต์สามารถทำให้เกิดการเปลี่ยนแปลงได้แม้ที่อุณหภูมิสูงกว่า Mn (เกิดมาร์เทนไซต์ที่เสียรูป)

มาร์เทนไซต์มักจะก่อตัวเป็นความร้อนเช่น ด้วยการระบายความร้อนอย่างต่อเนื่อง ความล่าช้าในการทำความเย็นที่อุณหภูมิสูงกว่าอุณหภูมิจุดสิ้นสุดของการเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนซิติกทำให้เกิดความเสถียรของออสเทนไนต์ และเมื่อเย็นตัวลงในภายหลัง การเปลี่ยนแปลงของมันจะยากและดำเนินไปโดยมีความเข้มและความสมบูรณ์น้อยลง ในกรณีนี้ ปริมาณออสเทนไนต์ที่ตกค้างเพิ่มขึ้น ซึ่งไม่พึงปรารถนา เนื่องจากสิ่งนี้นำไปสู่ความไม่เท่าเทียมกันของคุณสมบัติในส่วนนี้ และการเปลี่ยนแปลงในขนาดของชิ้นส่วน

ตำแหน่งของจุด Мн และ Мк ไม่ได้ขึ้นอยู่กับอัตราการระบายความร้อน แต่ขึ้นอยู่กับปริมาณคาร์บอนในเหล็ก (รูปที่ 10) หากปริมาณคาร์บอนในเหล็กเกิน 0.6% แสดงว่า Mk อยู่ในบริเวณที่มีอุณหภูมิติดลบ ในกรณีนี้ เพื่อให้ได้มาร์เทนไซต์ในปริมาณสูงสุด หลังจากการดับในน้ำจนถึงอุณหภูมิห้อง จำเป็นต้องทำการบำบัดด้วยความเย็นด้วย

คริสตัลขึ้นอยู่กับองค์ประกอบของโลหะผสมและด้วยเหตุนี้ตามอุณหภูมิการก่อตัว อาจมีสัณฐานวิทยาที่แตกต่างกัน martensite มีสองประเภท: lamellar (acicular) และ packet (rack) (รูปที่ 11) Lamellar martensite สร้างขึ้นในเหล็กกล้าคาร์บอนสูงที่มีค่า Mn และ Mk ต่ำ คริสตัลมาร์เทนไซต์เองในกรณีนี้คือแผ่นแม่และลูกซึ่งในระนาบของส่วนมีรูปแบบของเข็ม มาร์เทนไซต์แบบแพ็คเก็ต (rack) เป็นแบบอย่างสำหรับเหล็กกล้าคาร์บอนต่ำและปานกลาง เช่นเดียวกับเหล็กกล้าที่มีโครงสร้างเป็นโลหะผสม ในกรณีนี้ ผลึกมาร์เทนไซต์จะมีรูปแบบเป็นไม้ระแนงบาง ๆ ยืดออกในทิศทางเดียว (รูปที่ 11b) และรวมกันเป็นแพ็กเก็ต

ข้าว. 10. อิทธิพลของปริมาณคาร์บอนในเหล็กที่มีต่ออุณหภูมิเริ่มต้น Mn และจุดสิ้นสุด Mk ของการเปลี่ยนแปลงมาร์เทนซิติก

ข้าว. 11. แบบแผนของการก่อตัวของ lamellar (acicular) (a) และ packet (lath) (b) martensite

ขนาดของผลึกของสัณฐานวิทยามาร์เทนไซต์จะถูกกำหนดโดยขนาดของเมล็ดออสเทนไนต์เริ่มต้น ยิ่งมีขนาดใหญ่ เมล็ดออสเทนไนต์ก็จะยิ่งมีขนาดใหญ่ขึ้น แผ่นมาร์เทนแผ่นแรกมีความยาวที่สอดคล้องกับขนาดเกรนตามขวางของออสเทนไนต์ ผลึกที่เกิดขึ้นที่อุณหภูมิต่ำกว่าจะมีความยาวที่สั้นกว่า (รูปที่ 11a)

ดังนั้น คุณสมบัติของการแปลงมาร์เทนซิติกจึงเป็นลักษณะไม่แพร่ ทิศทางของกระบวนการ และสำหรับเหล็กยังมีจลนพลศาสตร์ของ athermal ของการก่อตัวมาร์เทอร์ไซต์

ลักษณะเฉพาะของมาร์เทนไซต์คือความแข็งและความแข็งแรงสูง ซึ่งค่าจะเพิ่มขึ้นตามปริมาณคาร์บอนที่เพิ่มขึ้นในมาร์เทนไซต์ ความต้านทานแรงดึงของมาร์เทนไซต์คาร์บอนต่ำ (0.025% C) คือ 1,000 MPa และมาร์เทนไซต์ที่มีเนื้อหา 0.6–0.7% C มีความต้านทานแรงดึง 2600–2700 MPa อย่างไรก็ตาม ด้วยปริมาณคาร์บอนที่เพิ่มขึ้นในมาร์เทนไซต์ แนวโน้มที่จะเกิดการแตกหักแบบเปราะก็เพิ่มขึ้นเช่นกัน มาร์เทนไซต์ที่มีอุณหภูมิมากกว่า 0.35–0.4% C มีความต้านทานต่ำต่อการเริ่มต้นและการแพร่กระจายของรอยแตก เช่นเดียวกับค่าความเหนียวในการแตกหักต่ำ KIс

การเพิ่มปริมาตรจำเพาะระหว่างการก่อตัวของมาร์เทนไซต์เป็นหนึ่งในสาเหตุหลักของการเกิดความเค้นภายในขนาดใหญ่ระหว่างการชุบแข็ง ซึ่งทำให้เกิดการเสียรูปและการแปรปรวนของผลิตภัณฑ์ ตลอดจนลักษณะของรอยแตกที่แข็งตัว

การเปลี่ยนแปลงระดับกลาง (bainite) ของออสเทนไนต์ดำเนินการตามกลไกแบบผสมและมีลักษณะเฉพาะของจลนศาสตร์ของการเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนซิติกแบบกระจายและแบบไม่แพร่กระจาย โปรแกรมนี้ไม่ครอบคลุมถึงการศึกษาการเปลี่ยนแปลงแบบไบนิติก

การเปลี่ยนแปลงของออสเทนไนต์ในระหว่างการทำความเย็นอย่างต่อเนื่อง

ผลของการทำให้เย็นลงอย่างต่อเนื่องต่อการเปลี่ยนแปลงของออสเทนไนต์สามารถติดตามได้โดยการวางกราฟการทำความเย็นทับบนไดอะแกรมการสลายตัวด้วยความร้อนของออสเทนไนต์ (รูปที่ 12) จากการพิจารณาการพึ่งพาอาศัยกันเหล่านี้ จะเห็นได้ว่าด้วยอัตราการทำความเย็นที่เพิ่มขึ้น ระดับการทำความเย็นแบบซุปเปอร์คูลลิ่งของออสเทนไนต์จะเพิ่มขึ้น ดังนั้น การกระจายตัวของโครงสร้างเฟอร์ไรท์-ซีเมนต์จึงเพิ่มขึ้น

สามารถสันนิษฐานได้ว่าที่อัตราการระบายความร้อนที่ต่ำ v1 โครงสร้างเพิร์ลไลต์จะเกิดขึ้น ที่อัตราการทำความเย็นที่สูงขึ้น v2 โครงสร้างซอร์ไบท์ และที่อัตราการเย็นตัวที่สูงกว่านั้นจะมีโครงสร้างแบบทรอสไทต์ โครงสร้างแบบไบนิติกมักจะไม่ก่อตัวขึ้นในระหว่างการหล่อเย็นอย่างต่อเนื่องของเหล็กกล้าคาร์บอน ที่อัตราการทำความเย็นที่สูงมาก (vR, v5) ออสเทนไนต์ทั้งหมดจะถูกทำให้เย็นจัดจนถึงจุด Mn และเปลี่ยนเป็นมาร์เทนไซต์ อัตราการเย็นตัวต่ำสุดที่ออสเทนไนต์ supercooled ทั้งหมดเป็น Mn เปลี่ยนเป็นมาร์เทนไซต์เรียกว่าอัตราการดับวิกฤต (vR) อัตราการทำความเย็นระดับกลาง v4 สอดคล้องกับการก่อตัวของโครงสร้าง troostite + martensite ที่จุดตัดของเส้นโค้งรูปตัว C แรก ออสเทนไนต์เริ่มสลายตัวเป็นทรอสไทต์ แต่ไม่สิ้นสุดเพราะ เส้นโค้งการระบายความร้อนไม่ตัดกับเส้นโค้ง C ที่สอง ออสเทนไนต์ที่เหลือผ่านการเปลี่ยนแปลงมาร์เทนซิติกที่ต่ำกว่า Mn

ข้าว. 12. การซ้อนทับของเส้นโค้งการระบายความร้อนบนไดอะแกรมการสลายตัวของอุณหภูมิความร้อน

การเปลี่ยนแปลงวันหยุด

โครงสร้างการชุบแข็งที่ไม่สมดุล มาร์เทนไซต์และออสเทนไนต์ตกค้างมีแนวโน้มที่จะเข้าสู่สภาวะที่เสถียรมากขึ้น การเปลี่ยนแปลงนี้ดำเนินการโดยการแพร่กระจาย ดังนั้นยิ่งอุณหภูมิในการอบคืนตัวสูงขึ้นกระบวนการของการสลายตัวของโครงสร้างที่ไม่สมดุลก็จะยิ่งดำเนินต่อไป การสลายตัวของมาร์เทนไซต์เกิดขึ้นในหลายขั้นตอน เมื่อถูกความร้อนถึง 2000C การแพร่กระจายของคาร์บอนจากตะแกรงมาร์เทนไซต์อิ่มตัวยิ่งยวดจะเริ่มต้นขึ้นเท่านั้น และε-คาร์ไบด์ (FexС) จะก่อตัวขึ้นตามขอบเขตของผลึกมาร์เทนไซต์ ซึ่งมีความหนาหลายชั้นของอะตอมซึ่งไม่แยกความแตกต่างภายใต้กล้องจุลทรรศน์แบบออปติคัล ระดับของ tetragonality ของ martensite lattice และความเค้นตกค้างลดลง โครงสร้างนี้เรียกว่าเทมเปอร์มาร์เทนไซต์

เมื่อถูกความร้อนถึง 350 0 С การแพร่กระจายของคาร์บอนจะเข้มข้นยิ่งขึ้น ε - คาร์ไบด์จะเพิ่มคาร์บอนที่ขาดหายไปและกลายเป็นซีเมนต์ (Fe3С) ในเวลาเดียวกัน ออสเทนไนต์ที่เหลือจะถูกแปลงเป็นมาร์เทนที่ผ่านกระบวนการอบชุบแข็ง และเช่นเดียวกับมาร์เทนไซต์ที่ชุบแข็ง มันก็จะสลายตัวเป็นส่วนผสมของเฟอร์ไรท์-ซีเมนต์ การให้ความร้อนสูงถึง 450 0 C นำไปสู่การสร้างทรงกลมของซีเมนต์และการแพร่กระจายของคาร์บอนส่วนเกินเสร็จสมบูรณ์ โครงสร้างประกอบด้วยเฟอร์ไรท์และซีเมนต์ไทต์ที่กระจายตัวอย่างประณีต เรียกว่า Tempering Troostite

รูปที่ 13 แผนภาพแสดงผลกระทบของความลึกในการชุบแข็งต่อคุณสมบัติทางกลของเหล็กชุบแข็งและอบร้อน

การให้ความร้อนที่สูงกว่า 4500C (สูงถึง 6500C) ทำให้เกิดการเปลี่ยนแปลงในสัณฐานวิทยาของเฟส มีการหยาบของเกรนเฟอร์ไรท์และซีเมนต์และการรวมคาร์ไบด์เป็นทรงกลมเพิ่มเติม แรงผลักดันที่อยู่เบื้องหลังกระบวนการเหล่านี้คือพลังงานอิสระของระบบลดลงเนื่องจากพลังงานพื้นผิวลดลง โครงสร้างดังกล่าวเรียกว่าการแบ่งเบาบรรเทาซอร์บิทอล

ส่วนผสมเฟอร์ไรต์และซีเมนต์ผสมของโครงสร้างเม็ดละเอียดที่มีความแข็งเท่ากันมีค่าความแข็งแรงของผลผลิตการยืดตัวสัมพัทธ์และค่าสัมประสิทธิ์แรงกระแทก (รูปที่ 13) สูงกว่าโครงสร้างแผ่นที่ได้รับหลังจากการชุบแข็งหรือการหลอม แรงกระแทกจะเพิ่มขึ้นตามอุณหภูมิการอบคืนตัว แต่มีช่วงอุณหภูมิการอบคืนตัวสองช่วง โดยแรงกระแทกจะลดลงอย่างเห็นได้ชัด: 250-3500C และ 550-6000C การลดลงของค่าสัมประสิทธิ์ความทนต่อแรงกระแทกที่อุณหภูมิการแบ่งเบาบรรเทาที่ระบุเรียกว่าความเปราะบางของประเภท I และ II (ดูรูปที่ 14)

รูปที่ 14 อิทธิพลของอุณหภูมิและอัตราการเย็นตัวต่อแรงกระแทกของเหล็กโครงสร้าง (ทำความเย็นเร็ว 1 ครั้ง เย็นช้า 2 ครั้ง)

ความเปราะบางของ Tempering ของประเภทที่ 1 (กลับไม่ได้) จะไม่ถูกกำจัดโดยการแบ่งเบาบรรเทาซ้ำ ๆ ดังนั้นควรหลีกเลี่ยงการแบ่งเบาบรรเทาที่อุณหภูมิของการสำแดง ความเปราะบางของ Tempering ของชนิดแรกพบได้ในเหล็กโครงสร้างทั้งหมด โดยไม่คำนึงถึงระดับของการผสม

ลักษณะความเปราะบางของอารมณ์แบบแรกไม่ชัดเจนเพียงพอ สาเหตุที่เป็นไปได้อาจเป็น: การสูญเสียองค์ประกอบหนืดของออสเทนไนต์ (A→Mom), การปรากฏตัวของการรวม lamellar cementite, การสลายตัวที่ไม่สม่ำเสมอของมาร์เทนไซต์

ความเปราะบางของอุณหภูมิ Type II (ย้อนกลับได้) พบได้ในเหล็กอัลลอยด์ในระหว่างการระบายความร้อนช้า สาเหตุคือการแยกเฟสที่กระจัดกระจายขององค์ประกอบการผสมตามขอบเขตของเฟส α และการแพร่กระจายของฟอสฟอรัสไปยังขอบเกรน ความเปราะบางของอุณหภูมิ Type II สามารถป้องกันได้โดยการเร่งการระบายความร้อนในน้ำมันหรือน้ำหลังจากแบ่งเบาบรรเทา อีกวิธีหนึ่งคือการผสมไมโครอัลลอยด์กับโมลิบดีนัมหรือทังสเตน ซึ่งจะจับกับองค์ประกอบอัลลอยด์ ป้องกันไม่ให้หลุดออกจากอนุภาคเปราะตามแนวขอบเกรน

การฝึกอบชุบด้วยความร้อน

อุณหภูมิความร้อนสำหรับการชุบแข็งสำหรับเหล็กกล้าเกรดส่วนใหญ่จะกำหนดโดยตำแหน่งของจุดวิกฤต A1 และ A3 เหล็กกล้าคาร์บอนไฮโปยูเทคตอยด์ถูกให้ความร้อน 30-50 0C เหนือ Ac3 ซึ่งการชุบแข็งดังกล่าวเรียกว่าเสร็จสมบูรณ์ เหล็กกล้าคาร์บอนที่มีปริมาณคาร์บอนมากกว่า 0.8% จะต้องผ่านการชุบแข็งที่ไม่สมบูรณ์ กล่าวคือ ให้ความร้อน 30-50 0C เหนือ Ac1 (สำหรับรายละเอียด โปรดดูคำแนะนำสำหรับงานในห้องปฏิบัติการ "การชุบแข็งของเหล็ก") เหล็กกล้าไฮเปอร์ยูเทคตอยด์ไม่ได้ชุบแข็งจากสภาวะสมดุล แต่ต้องการการอบชุบด้วยความร้อนเบื้องต้น: อย่างน้อยต้องมีการปรับสภาพให้เป็นมาตรฐาน เพื่อขจัดเครือข่ายจำนวนมากของซีเมนต์ไทต์ทุติยภูมิ หรือการหลอมเป็นทรงกลมเพื่อสร้างเม็ดคาร์ไบด์

ระยะเวลาในการให้ความร้อนทั้งหมดสำหรับการชุบแข็งคือผลรวมของเวลาในการทำความร้อน ซึ่งขึ้นอยู่กับรูปร่างและขนาดของผลิตภัณฑ์ และเวลาที่ใช้ในการเปลี่ยนเฟสให้สมบูรณ์ สำหรับชิ้นส่วนที่มีรูปร่างซับซ้อนและหน้าตัดขนาดใหญ่ ขอแนะนำให้ใช้ความร้อนเป็นขั้นตอนเพื่อป้องกันการบิดเบี้ยว การทำความเย็นในอัตราที่สูงกว่าระดับวิกฤตนั้นมาจากการใช้สารหล่อเย็นพิเศษ: น้ำ, น้ำมัน, สารละลายที่เป็นน้ำของเกลือ, ด่าง

ความสามารถในการชุบแข็งของเหล็ก - ความสามารถของเหล็กในการเพิ่มความแข็งอันเป็นผลมาจากการชุบแข็ง ขึ้นอยู่กับปริมาณคาร์บอนของเหล็กเป็นหลัก ยิ่งคาร์บอนในมาร์เทนไซต์มาก ความแข็งก็จะยิ่งสูงขึ้น

ความสามารถในการชุบแข็ง - ความสามารถของเหล็กในการรับโครงสร้างของชั้นชุบแข็งจนถึงระดับความลึกที่แน่นอน ความสามารถในการชุบแข็งถูกกำหนดโดยอัตราการทำความเย็นที่สำคัญ ยิ่งอัตราการชุบแข็งยิ่งต่ำ ความสามารถในการชุบแข็งของเหล็กก็จะยิ่งสูงขึ้น หากอัตราการระบายความร้อนที่แท้จริงในแกนกลางของผลิตภัณฑ์น้อยกว่าอัตราการดับวิกฤต การสลายตัวของออสเทนไนต์แบบแพร่กระจายไปเป็นส่วนผสมของเฟอร์ไรท์-คาร์ไบด์ของโครงสร้างแผ่นลามิเนตจะเกิดขึ้นในแกนกลางและความสามารถในการชุบแข็งจะไม่สมบูรณ์ ความลึกของโซนชุบแข็งจะพิจารณาจากระยะห่างจากพื้นผิวในเชิงลึกถึงชั้นโครงสร้างที่มีมาร์เทนไซต์อย่างน้อย 50%

วิธีการชุบแข็งเหล็ก

เมื่อชุบแข็งผลิตภัณฑ์ มีความเสี่ยงที่จะเกิดการเสียรูปและแตกร้าวอันเป็นผลมาจากความเค้นภายใน ค่าความเค้นชุบแข็งถูกกำหนดโดยรูปร่างของผลิตภัณฑ์และปริมาณคาร์บอนในเหล็ก ยิ่งส่วนต่าง ๆ ของชิ้นส่วนต่างกันมากเท่าใด ความเค้นภายในก็จะยิ่งมากขึ้นในระหว่างการทำความเย็น ยิ่งมีปริมาณคาร์บอนในเหล็กมากเท่าใด ปริมาตรที่เปลี่ยนแปลงระหว่างการเปลี่ยนเฟสและช่วงอุณหภูมิของการเปลี่ยนแปลงมาร์เทนซิติกยิ่งต่ำลง คุณควรเลือกสภาวะการทำความเย็นในระหว่างการชุบอย่างระมัดระวังมากขึ้น

ข้าว. 15. คูลลิ่งโค้งสำหรับวิธีการชุบแข็งแบบต่างๆ

การชุบด้วยความเย็นเพียงเครื่องเดียว (เส้นโค้ง V1) เป็นวิธีการชุบที่ง่ายและใช้กันอย่างแพร่หลายมากที่สุด อย่างไรก็ตาม ใช้ได้กับผลิตภัณฑ์ที่มีรูปร่างเรียบง่ายเท่านั้น

การชุบแข็งในสองสภาพแวดล้อม (เส้นโค้ง V2) มักใช้สำหรับเครื่องมือที่ทำจากเหล็กกล้าคาร์บอนสูง การระบายความร้อนครั้งแรกจะดำเนินการในน้ำ จากนั้นชิ้นส่วนจะถูกถ่ายโอนไปยังน้ำมัน และในช่วงของการเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนซิติก ชิ้นส่วนจะถูกทำให้เย็นลงช้ากว่า ซึ่งช่วยลดความเครียดภายใน

การชุบแข็งด้วยความร้อนด้วยความร้อน (เส้นโค้ง V3) ถือว่าการสลายตัวด้วยความร้อนของออสเทนไนต์ที่อุณหภูมิสูงกว่า Mn เล็กน้อย ในกรณีนี้จะเกิดโครงสร้างของเบไนต์ตอนล่างซึ่งมีความแข็งแรงเพียงพอจะมีความหนืดเพิ่มขึ้น

การชุบแข็งแบบเป็นขั้น (โค้ง V4) เกี่ยวข้องกับการทำความเย็นและการคงไว้ในสภาพแวดล้อมที่มีอุณหภูมิสูงกว่า Mn เล็กน้อย ในขณะนี้ ชิ้นส่วนจะได้รับอุณหภูมิของอ่างชุบแข็งทุกจุดของส่วน กล่าวคือ การไล่ระดับอุณหภูมิข้ามส่วนตัดขวางของผลิตภัณฑ์ลดลง ตามด้วยการทำให้เย็นลงอย่างช้าๆ ในขั้นสุดท้าย ซึ่งในระหว่างที่มีการเปลี่ยนแปลงของออสเทนไนต์เป็นมาร์เทนไซต์ วิธีการชุบแข็งนี้ช่วยลดความเค้นภายใน เพิ่มความสามารถในการชุบแข็ง และลดโอกาสที่การเสียรูปการชุบแข็ง

การชุบแข็งในสื่อร้อน (V5) เกี่ยวข้องกับการรักษาขนาดของผลิตภัณฑ์ไว้ (เช่น ระยะพิทช์ของเกลียว) ซึ่งทำได้โดยการจับผลิตภัณฑ์ที่อุณหภูมิต่ำกว่า Mn ในกรณีนี้ ออสเทนไนต์จะเสถียรบางส่วนและหลังจากการทำความเย็นขั้นสุดท้าย ปริมาณของออสเทนไนต์จะเพิ่มขึ้นเมื่อเทียบกับการระบายความร้อนอย่างต่อเนื่อง

คุณสมบัติของการรักษาความร้อนของเหล็กอัลลอยด์

LE กลุ่ม Ni - Mn, Co, C, N ลดจุดวิกฤติ Ac1 และ Ac3

กลุ่ม LE Cr - Cr, W, V, Mo, Ti, Nb, Zr เพิ่มจุดวิกฤติเหล่านี้

ดังนั้น สำหรับโลหะผสมเหล็ก อุณหภูมิความร้อนสำหรับการอบชุบจะพบได้ในหนังสืออ้างอิงเท่านั้น!

อิทธิพลของ LE ต่อจลนพลศาสตร์ของการสลายตัวของออสเทนไนต์

จลนพลศาสตร์ของการสลายตัวของออสเทนไนต์เป็นตัวกำหนดพฤติกรรมของเหล็กในระหว่างการอบชุบด้วยความร้อน ธาตุผสมจะชะลอการสลายตัวของออสเทนไนต์และชะลอการเปลี่ยนแปลงแบบไม่มีการแพร่กระจาย

องค์ประกอบที่ละลายในเฟอร์ไรท์หรือซีเมนต์และไม่ก่อให้เกิดคาร์ไบด์พิเศษ ยกเว้น Co มีผลเชิงปริมาณต่อกระบวนการเปลี่ยนรูปเท่านั้น (Ni, Si, Cu, Al, Mn) เช่น เลื่อนเส้นโค้งรูปตัว S ไปทางขวาตามมาตราส่วนเวลา ด้วยเหตุนี้ อัตราการชุบแข็งที่สำคัญจึงลดลง ความเค้นจากความร้อนลดลง และความสามารถในการชุบแข็งของเหล็กเพิ่มขึ้น การสลายตัวของการแพร่กระจายของออสเทนไนต์ Mo, Cr, Mn นั้นล่าช้าอย่างยิ่ง องค์ประกอบที่สร้างคาร์ไบด์ (ยกเว้น Mn) นอกเหนือจากผลกระทบเชิงปริมาณแล้วยังมีเอฟเฟกต์เชิงคุณภาพอีกด้วย พวกเขาแยกการเปลี่ยนแปลงของไข่มุกและไบไนต์ในระดับ T ทำให้รูปร่างของส่วนโค้งรูปตัว S เปลี่ยนไป ตัวอย่างเช่น ในเหล็กกล้าไร้สนิมที่มี 14% Cr ไม่มีการเปลี่ยนแปลงระดับกลางอย่างสมบูรณ์ (รูปที่ 16.) และในโครงสร้างโลหะผสมที่ซับซ้อน 0.3% C กับ Cr, W หรือ Mo, Ni หรือ Mn ไม่มีการเปลี่ยนแปลงของไข่มุก สำหรับเหล็กกล้าเครื่องมือโลหะผสมสูง 0.9% C ที่มี Cr, W และ V เส้นโค้งรูปตัว S จะมีลักษณะเหมือนในรูปที่ 17

รูปที่ 16 แผนภาพการเปลี่ยนแปลงอุณหภูมิความร้อนของออสเทนไนต์ซูเปอร์คูลสำหรับเหล็กที่ทนต่อการกัดกร่อนของโครเมียมสูง

รูปที่ 17. แผนภาพการเปลี่ยนแปลงอุณหภูมิความร้อนของออสเทนไนต์ supercooled สำหรับเหล็กกล้าเครื่องมือที่มีโลหะผสมสูง

องค์ประกอบของการผสมไม่ส่งผลต่อจลนพลศาสตร์ของการเปลี่ยนแปลงแบบมาร์เทนซิติก อิทธิพลของพวกเขาส่งผลต่อตำแหน่งของช่วงอุณหภูมิของการเปลี่ยนแปลงมาร์เทนซิติก

Si - ไม่เปลี่ยนอุณหภูมิของจุดเริ่มต้นและจุดสิ้นสุดของการแปลง M

Al และ Co เพิ่มอุณหภูมิของการเริ่มต้นของการเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนไซต์และด้วยเหตุนี้จึงส่งผลให้ปริมาณออสเทนไนต์ตกค้างลดลง

LE อื่นๆ ทั้งหมดเปลี่ยนช่วงมาร์เทนซิติกเป็นอุณหภูมิติดลบและเพิ่มปริมาณออสเทนไนต์ที่ตกค้าง

ในทางปฏิบัติ จะใช้สูตรการคำนวณต่อไปนี้เพื่อกำหนด Mn:

Mn \u003d 560 -320 (% С) - 50 (% Mn) - 30 (% Cr) -20 (% Ni + Mo)

ตัวอย่างเช่นสำหรับเหล็ก Hatfield G13: Mn \u003d 560 -320-50 * 13 \u003d -4100С

ดังนั้นหลังจากชุบแข็งแล้วจะมีสถานะออสเทนนิติกคงที่ ออสเทนไนต์ดังกล่าวมีคุณสมบัติที่น่าสนใจ - มันนิ่ม แต่สามารถบดหินได้เพราะ มาร์เทนไซต์เสียรูปเกิดขึ้นระหว่างการกระแทก

ขึ้นอยู่กับตำแหน่งของช่วงมาร์เทนซิติกและส่วนโค้งรูปตัว S สำหรับเหล็กอัลลอยด์ สามารถเปลี่ยนรูปแบบได้สามแบบเมื่อระบายความร้อนในอากาศหลังจากให้ความร้อนสำหรับการชุบแข็ง (รูปที่ 18.)

ข้าว. 18. ไดอะแกรมของการเปลี่ยนแปลงอุณหภูมิความร้อนของออสเทนไนต์ซูเปอร์คูลสำหรับเหล็กกล้าเจือและกราฟเส้นโค้งของการระบายความร้อนในอากาศ

โลหะผสมเหล็กในสถานะปกติแบ่งออกเป็น 3 ชั้น:

1. Pearlitic (รูปที่ 18.c)
2. Martensitic (รูปที่ 18.b)
3. ออสเทนนิติก (รูปที่ 18.a)

ควรสังเกตว่าการจำแนกประเภทนี้ค่อนข้างมีเงื่อนไขและหมายถึงตัวอย่างที่มีขนาดเล็ก

หก. โมดูล 6
เหล็กพิเศษ. วัสดุคอมโพสิต. วัสดุพอลิเมอร์

§ 8. จะวัดอัตราการแพร่ของอะตอมได้อย่างไรเมื่ออะตอมไม่กระจาย?

ปัญหาการแพร่กระจายเป็นหนึ่งในปัญหาสำคัญในฟิสิกส์สถานะของแข็ง การแพร่กระจายมักเกิดจากความแตกต่างของความเข้มข้นของตัวถูกละลายในปริมาตรต่างๆ ของร่างกาย ตัวอย่างเช่น หากคาร์บอนละลายในเหล็กและในบางพื้นที่ความเข้มข้นของอะตอมนั้นมากกว่าที่อื่น อะตอมของคาร์บอนก็จะเคลื่อนที่ไปในทิศทางที่มีคาร์บอนน้อยกว่า ตะแกรงคริสตัลของโลหะส่วนใหญ่สอดคล้องกับหนึ่งในสามประเภทที่แสดงในรูปที่ 26 การบรรจุไอออน (ลูกบอล): ลูกบาศก์ที่อยู่กึ่งกลางใบหน้า (รูปที่ 26, a), ลูกบาศก์ที่ปิดสนิทหกเหลี่ยม (รูปที่ 26, b) และลูกบาศก์ที่เน้นร่างกาย (รูปที่ 26, c)

ที่อุณหภูมิห้อง เหล็กมีอยู่ในการปรับเปลี่ยน α และมีโครงตาข่ายประเภทที่สาม อะตอมของคาร์บอนอยู่ในโฆษณาคั่นระหว่างหน้าขององค์ประกอบหลักและถูกนำเข้าไปในช่องว่างระหว่างอะตอมของมัน เรื่องนี้ไม่ใช่เรื่องง่ายเพราะอะตอมของโลหะอยู่ติดกันอย่างแน่นหนา ตัวอย่างเช่น ลูกบอลขนาด 0.02 นาโนเมตรสามารถจารึกไว้ในรูพรุนที่สัมพันธ์กับตำแหน่งที่อยู่ตรงกลางขอบของลูกบาศก์ได้ เพื่อไม่ให้แม้แต่อะตอมของคาร์บอนขนาดเล็กก็ไม่สามารถใส่เข้าไปได้ มันแทบจะไม่ "บีบ" เข้าที่และทำให้โครงตาข่ายบิดเบี้ยว ผลักอะตอมของเหล็กที่อยู่ใกล้เคียงออกจากกัน

ในกระบวนการแพร่ อะตอมของคาร์บอนจะทำการ "กระโดด" จากไซต์คั่นระหว่างหน้าของโครงตาข่ายเหล็กที่มันครอบครอง ไปยังไซต์ใกล้เคียง คั่นระหว่างหน้าเดียวกัน จากนั้นไปยังถัดไป ฯลฯ แต่ละครั้งจะ "บีบ" ด้วย ความยากลำบากระหว่างอะตอมของตัวทำละลายที่อยู่ติดกันอย่างใกล้ชิด ก่อนที่มันจะพบว่าตัวเองอยู่ในตำแหน่งการแทรกที่อยู่ใกล้เคียง ซึ่งมันก็แคบเช่นกัน แต่ก็ยัง "อดทน" เพื่อให้อะตอมที่กระจายตัวสามารถกระโดดได้ จะต้องมีพลังงานส่วนเกิน ความสูงของสิ่งกีดขวางนี้คือพลังงานกระตุ้นการแพร่กระจาย Q ยิ่งอุณหภูมิสูงขึ้นเท่าใด การสั่นสะเทือนจากความร้อนของอะตอมก็จะยิ่งรุนแรงขึ้น และง่ายต่อการเอาชนะสิ่งกีดขวาง

ตัวบ่งชี้ที่สำคัญที่สุดของการเคลื่อนที่แบบกระจายของอะตอมคือสัมประสิทธิ์การแพร่ D ตามทฤษฎีการแพร่ ระยะทางเฉลี่ยที่อะตอมเคลื่อนที่ระหว่างการกระจัดกระจายไปตามกาลเวลา t เป็นสัดส่วนกับค่า √Dt ค่าสัมประสิทธิ์การแพร่มีมิติ cm 2 /s นั่นคือมิติของความยาว เป็นที่ชัดเจนว่าค่าสัมประสิทธิ์การแพร่จะเพิ่มขึ้นอย่างรวดเร็วเมื่ออุณหภูมิเพิ่มขึ้น การพึ่งพาอาศัยกันนี้เกิดขึ้นครั้งแรกโดยนักวิทยาศาสตร์ชาวสวีเดน S. Arrhenius ในปี 1889:

D \u003d D 0 e -Q / kT

โดยที่ k คือค่าคงที่ Boltzmann และ D 0 คือตัวประกอบสัดส่วน (ปัจจัยก่อนเอ็กซ์โพเนนเชียล) *

* (ในหนังสือของ B. S. Bokshtein เรื่อง "Atoms เดินผ่านคริสตัล" (M.: Nauka, 1983. Library "Kvant", ฉบับที่ 28) ปัญหาของการแพร่กระจายในของแข็งได้รับการพิจารณาอย่างละเอียดและความจำเป็นในการกำหนดพารามิเตอร์การแพร่กระจายนั้นแสดงให้เห็นอย่างน่าเชื่อถือ)

ในการวัดค่าสัมประสิทธิ์การแพร่ของสารในโลหะที่กำหนด มัน (หรือไอโซโทปกัมมันตภาพรังสีของมัน) ถูกนำไปใช้กับพื้นผิวของโลหะ จากนั้นให้ความร้อนและเก็บตัวอย่างที่อุณหภูมิสูงเป็นเวลานานเพื่อให้ได้ความหนาที่เพียงพอ ชั้นของโลหะที่มีความเข้มข้นค่อนข้างสูงของสารกระจาย (อย่างน้อยประมาณ 100 ไมครอน - เพื่อให้คุณสามารถเห็นชั้นนี้อย่างชัดเจนในกล้องจุลทรรศน์และวัดได้อย่างแม่นยำ)

จากนั้น เมื่อทราบเส้นทางการแพร่กระจาย √Dt และเวลาในการหลอม วิธีนี้สามารถวัดค่าสัมประสิทธิ์ D ได้อย่างแม่นยำเพียงพอ แต่ถ้าคุณจำเป็นต้องรู้ค่าสัมประสิทธิ์การแพร่ที่อุณหภูมิต่ำ จะต้องใช้เวลานานหลายเดือนกว่าจะได้ชั้นดังกล่าวมา ไม่มีการพูดเกินจริงที่นี่ ตัวอย่างเช่น ค่าสัมประสิทธิ์การแพร่ของคาร์บอนในเหล็กที่อุณหภูมิห้องอยู่ที่ประมาณ 10 -17 ซม. 2 /วินาที และการเคลื่อนที่ของอะตอมคาร์บอนด้วยระยะห่างระหว่างอะตอมเพียงระยะเดียวต้องใช้เวลาหลายวินาที และที่อุณหภูมิ 900 - 950 ° C ความอิ่มตัวของพื้นผิวเหล็กด้วยคาร์บอนถึงความลึก 1 มม. (นี่เป็นกระบวนการทั่วไปในเทคโนโลยี - การประสาน) เกิดขึ้นในไม่กี่ชั่วโมง เป็นที่ชัดเจนว่าจุดทั้งหมดอยู่ในค่าของสัมประสิทธิ์การแพร่ซึ่งที่ 900 ° C อยู่ที่ประมาณ 10 -7 ซม. 2 / วินาที นั่นคือ 10 ลำดับความสำคัญมากกว่าที่อุณหภูมิห้อง (เลขชี้กำลัง!) ในกรณีนี้ อัตราการแพร่จะเพิ่มขึ้นตามลำดับ 5 ลำดับความสำคัญ

ในขณะเดียวกัน การทราบพารามิเตอร์การแพร่กระจายที่อุณหภูมิต่ำเป็นสิ่งสำคัญมาก โดยเฉพาะอย่างยิ่ง ในเหล็กและเหล็กกล้า การเปลี่ยนแปลงโครงสร้างที่สำคัญเกิดขึ้นแล้วที่อุณหภูมิห้อง ซึ่งเกี่ยวข้องกับการกระจัดของอะตอมของคาร์บอนในระยะทางสั้น ๆ แล้วจะเป็นอย่างไร? สมการอาร์เรเนียสเข้ามาช่วย เนื่องจาก D 0 และ Q ไม่ได้ขึ้นอยู่กับอุณหภูมิ จึงเพียงพอที่จะวัดค่า D ที่อุณหภูมิต่างกันสองแบบ (แต่ทั้งคู่ต้องสูง เนื่องจากจำเป็นต้องมีชั้นหนาเพียงพอ) จากนั้น D 1 = D 0 e -Q/kT 1 และ D 2 = D 0 e -Q/kT 2 และไม่ทราบค่าสองตัวยังคงอยู่ในระบบของสมการสองสมการนี้ เมื่อพบ D 0 และ Q เราสามารถประมาณค่าสัมประสิทธิ์การแพร่กระจายที่อุณหภูมิใดก็ได้

ความถูกต้องของสมการ Arrhenius ได้รับการยืนยันจากการทดลองซ้ำแล้วซ้ำเล่า แต่การทดลองทั้งหมดนี้ดำเนินการในพื้นที่ที่มีอุณหภูมิสูงเพียงพอ มันจะทำงานที่อุณหภูมิต่ำได้เช่นกัน การอนุมานถูกต้องหรือไม่? มีเหตุผลที่จะสงสัยในเรื่องนี้ อย่างน้อยก็ในบางกรณี ตัวอย่างเช่น ในโลหะที่มีการเปลี่ยนรูปอย่างหนักที่อุณหภูมิต่ำ มีข้อบกพร่องหลายอย่างในโครงผลึก (จะกล่าวถึงในบทต่อไป) ซึ่งอาจส่งผลกระทบอย่างมากต่อการเคลื่อนย้ายการแพร่กระจายของอะตอม และที่อุณหภูมิสูงซึ่งจำเป็นสำหรับการหลอมแบบกระจาย จำนวนของพวกมันจะลดลงเป็นพันเท่า และเราได้รับแนวคิดที่บิดเบือนเกี่ยวกับบทบาทของพวกเขาในกระบวนการแพร่โดยไม่ได้ตั้งใจ

เป็นไปได้ไหมที่จะกำหนดค่าสัมประสิทธิ์การแพร่โดยตรงที่อุณหภูมิต่ำ เมื่อแทบไม่มีการแพร่กระจายในตัวเอง (แม่นยำกว่านั้น เมื่อมันช้ามาก) นี่คือวิธีที่วิธีการวัดแรงเสียดทานภายในจะบอกคำที่มีน้ำหนัก

ดังที่เราได้กำหนดไว้แล้ว เมื่อละลายในโครงตาข่ายของเหล็ก α อะตอมของคาร์บอนแทบจะไม่อยู่ระหว่างอะตอมของเหล็กและถูกบังคับให้แยกออกจากกัน อะตอมของเหล็กที่อยู่ใกล้ที่สุดสองอะตอม ซึ่งอยู่ที่ขอบของขอบ ซึ่งศูนย์กลางของอะตอมของคาร์บอนครอบครองอยู่ จะถูกแทนที่อย่างรุนแรงจากตำแหน่งปกติของพวกมัน ให้เราพรรณนาหน่วยเซลล์ของเหล็ก α ในลักษณะที่เกินจริง (รูปที่ 28, a) เพิ่มระยะห่างระหว่างอะตอม หากมีอะตอมของคาร์บอนในเซลล์นี้ มันก็จะบิดเบี้ยวตามที่แสดง (เกินจริง) ในตำแหน่ง "c" - แทนที่จะเป็นลูกบาศก์ เราจะได้ปริซึม ซึ่งมิติตามแกน Z มีขนาดใหญ่กว่าและตามแนวแกน อีกสองแกน - น้อยกว่าของคิวบาดั้งเดิม

เนื่องจากอะตอมของคาร์บอนทำให้เกิดการบิดเบี้ยวอย่างแรงในโครงตาข่ายของเหล็ก α โดยอาศัยหลักการของ Le Chatelier ที่เรารู้จักอยู่แล้ว จึงไม่ชอบละลายคาร์บอน ที่อุณหภูมิห้อง ความสามารถในการละลายที่จำกัดของคาร์บอนในเหล็ก α จะวัดเป็นหนึ่งในพันของเปอร์เซ็นต์ ดังนั้นหนึ่งในอะตอมของคาร์บอนจะตกอยู่ในเซลล์หลายพันเซลล์ การบิดเบือนลดลงอย่างรวดเร็วตามระยะห่างจากเซลล์ที่ถูกครอบครองโดยอะตอมของคาร์บอน ดังนั้นโครงตาข่ายโดยรวมจึงยังคงเป็นลูกบาศก์ นอกจากนี้ ไม่มีเหตุผลใดที่อะตอมของคาร์บอนจะชอบแกน Z มากกว่าแกนอื่นๆ ดังนั้นโดยเฉลี่ยแล้ว พวกมันจะกระจายอย่างสม่ำเสมอตามขอบทั้งสามของลูกบาศก์ที่ไม่ขนานกัน ตามอัตภาพ สถานการณ์นี้จะแสดงในตำแหน่ง "b" แบบแผนคืออะตอมของคาร์บอนสามอะตอมจะหนาแน่นเกินไปในเซลล์เดียว หากหนึ่งในนั้น อะตอมของคาร์บอนตั้งอยู่บนขอบที่ขนานกับแกน Z จากนั้นในอีกระยะทางระหว่างอะตอมที่ห่างออกไปนับพัน อะตอมมักจะจบลงที่ขอบขนานกับแกน X หรือ Y เป็นต้น

อย่างไรก็ตาม สถานการณ์จะเปลี่ยนไปอย่างมากหากเราใช้แรงดึง เช่น ตามแนวแกน Z ซึ่งในตัวเองทำให้เกิดการบิดเบี้ยวของโครงตาข่ายในลักษณะเดียวกับตำแหน่ง "c" ขอบแนวตั้งถูกยืดออก ส่วนที่เหลือถูกบีบอัด (ในทำนองเดียวกัน มิติภายนอกของตัวอย่างที่ยืดเองก็เปลี่ยนไปเช่นเดียวกัน) ตอนนี้ตำแหน่งการแทรกที่สะดวกที่สุดสำหรับอะตอมของคาร์บอนนั้นไม่เท่ากันอีกต่อไป สะดวกกว่าสำหรับพวกเขาที่จะอยู่ในซี่โครงแนวตั้งซึ่งถูกยืดออกโดยความเค้นภายนอกมากกว่าในแนวนอน - บีบอัด ซึ่งจะทำให้อะตอมกระโดดจากตำแหน่งในแกน X และ Y ไปยังขอบแนวตั้งและทำให้อะตอมยืดออกไปอีก ในรูป 28d แสดงให้เห็นว่าสิ่งนี้นำไปสู่อะไร แบบแผนนี้เหมือนกับในตำแหน่ง "b" - แต่ละอะตอมทำให้การกระโดดนี้ แน่นอน ภายในเซลล์พื้นฐาน "ของตัวเอง" แต่ในเซลล์ทั้งหมดที่มีอะตอมของคาร์บอน พวกมันมักจะกระโดดไปยังขอบแนวตั้ง อะตอมของคาร์บอนกำลังมองหาที่ที่มีขนาดรูพรุนที่ใหญ่กว่า

แต่อะตอมของคาร์บอนทำการกระโดดแบบเดียวกันจากขอบหนึ่งไปอีกขอบหนึ่งระหว่างการเคลื่อนที่แบบกระจายในโครงตาข่าย อัตราการกระโดดถูกกำหนดโดยการเคลื่อนที่ของการแพร่กระจายของอะตอมที่อุณหภูมิที่กำหนด มีความสัมพันธ์ง่ายๆ ระหว่างค่าสัมประสิทธิ์การแพร่และเวลากระโดด τ ในโครงตาข่ายที่มีความยาวขอบ a ซึ่งกำหนดโดย A. Einstein: D = a 2 /τ; ความสัมพันธ์นี้เป็นจริงจนถึงสัมประสิทธิ์ที่ขึ้นอยู่กับเรขาคณิตของตาข่ายและใกล้เคียงกับเอกภาพ (เขียนใหม่เป็น = √Dτ มันจะเตือนคุณถึงนิพจน์ที่คุ้นเคยแล้ว - หนึ่งในสมการพื้นฐานของการแพร่)

ดังนั้นเราจึงมีกระบวนการผ่อนคลายทั่วไปที่ทำให้เกิดการเสียดสีภายใน เราจะเปลี่ยนโหลดที่ใช้ตามแกน Z เป็นระยะ (ความตึง - การบีบอัด) หากความถี่การสั่นสูงมากและรอบเวลาสั้นเมื่อเทียบกับ τ อะตอมจะไม่มีเวลากระโดดก่อนสัญญาณการเปลี่ยนแปลงของแรงดันไฟฟ้าและขอบ Z เริ่มหดตัว กลับกลายเป็นว่าสะดวกกว่า ตรงกันข้าม อึดอัดกว่า ตำแหน่งการแทรก อะตอมของคาร์บอนมีเวลาที่จะ "ต้องการ" ที่จะกระโดดเท่านั้น เนื่องจากสถานการณ์เปลี่ยนแปลงไปอย่างมาก

ที่ความถี่ต่ำเกินไป การกระโดดทั้งหมดจะมีเวลาตามแรงดันไฟฟ้าที่เปลี่ยนแปลง ในระหว่างการโหลด อะตอมมีเวลาที่จะครอบครองซี่โครงแนวตั้ง ในระหว่างการขนถ่าย พวกมันจะกระโดดกลับและสร้างการกระจายแบบสุ่มเริ่มต้นตามแกนทั้งสาม เมื่อความเค้นภายนอกเริ่มบีบอัดคริสตัลตามแกน Z อะตอมจะเคลื่อนจากแกนแนวตั้งไปยังแกนแนวนอน เป็นต้น และเนื่องจากวัฏจักรจะมีขนาดใหญ่เมื่อเทียบกับ τ การกระจายตัวของอะตอมตาม สามแกนจะมีเวลาในการสร้างในแต่ละช่วงเวลาที่กำหนด ซึ่งตรงกับขนาดและสัญญาณของแรงดันไฟฟ้ามากที่สุด

ดังที่เราทราบแล้ว ในสองกรณีสุดโต่งนี้ ไม่มีการเสียดสีภายใน มันจะถึงค่าสูงสุดที่ความถี่การสั่นที่สอดคล้องกับเงื่อนไข ωτ p = 1 และที่นี่ τ p มีขนาดใกล้เคียงกับ τ - เวลาของการกระโดดแบบกระจาย ท้ายที่สุด มันไม่สำคัญหรอกว่าแรงผลักดันของการกระโดดคืออะไรกันแน่ - ความแตกต่างในความเข้มข้นของอะตอมของคาร์บอนในสถานที่ต่าง ๆ เช่นในการแพร่แบบธรรมดาหรือแรงดันไฟฟ้าภายนอกที่เปลี่ยนแปลงเป็นระยะดังในตัวอย่างของเรา

ตอนนี้ โดยการวัดความถี่ ω ที่แรงเสียดทานภายในถึงค่าสูงสุด และระยะเวลาตะแกรง a เราสามารถหาค่าสัมประสิทธิ์ D ได้อย่างง่ายดาย

ที่น่าสนใจคือแรงเสียดทานภายในสูงสุดเนื่องจากกระบวนการพิจารณาที่อุณหภูมิห้องพบได้ที่ความถี่ประมาณ 1 Hz ซึ่งสะดวกมากสำหรับการวัด แต่โดยทั่วไปแล้ว เราสามารถเปลี่ยนทั้งความถี่ของการแกว่งและอุณหภูมิของตัวอย่างได้ตามดุลยพินิจของเรา ทำให้สามารถค้นหาพลังงานกระตุ้นของกระบวนการแพร่ที่เราสนใจได้ ตัวอย่างเช่น ที่อุณหภูมิ T 1 ตามสมการ Arrhenius ค่าสัมประสิทธิ์การแพร่คือ D 1 และเวลากระโดด (ตามสูตรของไอน์สไตน์) τ 1 . หากที่อุณหภูมินี้เราเปลี่ยนความถี่การสั่นอย่างราบรื่น ω แรงเสียดทานภายในจะถึงค่าสูงสุดที่ ω 1 = 1/τ 1 . ที่อุณหภูมิ T 2 ค่าสูงสุดจะปรากฏที่ความถี่ต่างกัน ω 2 เนื่องจากค่าสัมประสิทธิ์การแพร่ที่อุณหภูมินี้เท่ากับ D 2 และเวลากระโดด τ 2 . ดังนั้นเราจึงได้สมการ Arrhenius สองสมการอีกครั้งโดยมีค่าไม่ทราบค่า D 0 และ Q สองตัว ที่เหลือเป็นเรื่องของเทคนิค

นี่อาจเป็นส่วนที่น่าเบื่อที่สุดของหนังสือ นอกจากนี้ อย่างที่เราคาดไว้ สิ่งต่างๆ จะยิ่งสนุกมากขึ้น ใน "โน้ตบุ๊ก" มีการเขียนไว้ว่า "คุณไม่รู้หรอกว่าฉันน่าเบื่อและน่าเบื่อแค่ไหน" หากผู้อ่านยิ้มให้กับเรื่องตลกนี้ผู้เขียนสามารถแสดงความยินดีกับตัวเองได้ ถ้าเขาพูดว่า "แค่นั้น" ก็ควรเห็นอกเห็นใจตัวเอง

พารามิเตอร์หน่วยของคุณภาพของน้ำประปาสาธารณะ วิธีการที่กำหนดไว้สำหรับการคำนวณของพวกเขา และแสดงขั้นตอนในการคำนวณดัชนีที่ซับซ้อนของคุณภาพของระบบประปา

คำสำคัญ: น้ำ, พารามิเตอร์หน่วยของคุณภาพ, ตัวบ่งชี้คุณภาพ, วิธีการคำนวณ

Belov Dmitry Borisovich ผู้สมัครสาขาวิทยาศาสตร์เทคนิค docent [ป้องกันอีเมล],จดหมาย. ru, รัสเซีย, Tula, Tula State University,

Masenkov Evgeny Vyacheslavovich ปริญญาโท [ป้องกันอีเมล] ru, รัสเซีย, Tula, Tula State University

UDC669.017.3; 669.017.3:620.18

ผลของสภาวะการทำความเย็นต่อระดับความเค้นตกค้างและการกระจายคาร์บอนในออสเทนไนต์และมาร์เทนไซต์ในระหว่างการชุบเหล็กกล้าคาร์บอนปานกลาง

กิน. กรินเบิร์ก เอเอ Alekseev, E.Yu. โนวิโคว่า, เอ.เอ. Yarovitskaya, A.F. Galkin

การศึกษาอิทธิพลของอัตราการหล่อเย็นในระหว่างการชุบตัวต่อระดับความเค้นตกค้างในมาร์เทนไซต์หลังจากการชุบแข็งของเหล็ก 40Kh, 40Kh13 และ 40N14 แสดงให้เห็นว่าปัจจัยที่เพิ่มเส้นทางการแพร่กระจายของคาร์บอนที่เป็นไปได้นำไปสู่การก่อตัวของการกระจายตัวของคาร์บอนที่ไม่เป็นเนื้อเดียวกันมากขึ้นหลังจากการดับ การมีส่วนร่วมที่เด่นชัดในการกระจายคาร์บอนอีกครั้งในการดับความเย็นนั้นเกิดจากการแยกส่วนข้อบกพร่องในโครงผลึกออสเทนไนต์ในช่วงอุณหภูมิก่อนการเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนซิติก

คำสำคัญ: การแปลงมาร์เทนซิติก อัตราการเย็นตัว ความเค้นตกค้าง การกระจายคาร์บอน เส้นทางการแพร่กระจาย การสลายตัวของมาร์เทนไซต์

ในออสเทนไนต์แบบ supercooled ในช่วงเวลาของการระบายความร้อนจนถึงจุด Mn คาร์บอนจะถูกกระจายในโครงตาข่ายออสเทนไนต์ด้วยการดูดซับบนข้อบกพร่องของโครงสร้างผลึก เมื่อพิจารณาถึงความคล่องตัวสูงของคาร์บอนในออสเทนไนต์ในช่วง Tz - Mn โดยที่ Tz คืออุณหภูมิความร้อนของเหล็กสำหรับการชุบแข็ง สันนิษฐานได้ว่าการแจกจ่ายซ้ำดังกล่าวจะนำไปสู่การเปลี่ยนแปลงที่เห็นได้ชัดเจนในการกระจายคาร์บอนเริ่มต้น

ในทางกลับกัน ในมาร์เทนไซต์ซึ่งก่อตัวขึ้นในเหล็กกล้าคาร์บอน กระบวนการของการกระจายคาร์บอนก็พัฒนาขึ้นอย่างเห็นได้ชัดเช่นกัน ผลลัพธ์ของกระบวนการเหล่านี้ขึ้นอยู่กับความยาวที่เป็นไปได้

เส้นทางการแพร่กระจายของอะตอมคาร์บอน ในเวลาเดียวกัน ในเหล็กกล้าคาร์บอนและโลหะผสมที่มีปริมาณคาร์บอนน้อยกว่า 0.6% เนื่องจากจุด Mn อยู่ที่อุณหภูมิที่ค่อนข้างสูง กระบวนการของการสลายตัวของมาร์เทนไซต์สามารถพัฒนาได้อย่างมีนัยสำคัญแม้ในระหว่างการทำความเย็นในช่วงมาร์เทนซิติก

วัตถุประสงค์ของงานนี้เพื่อศึกษาอิทธิพลของอัตราการเย็นตัวในระหว่างการชุบแข็งต่อระดับความเค้นตกค้าง ตลอดจนประเมินบทบาทและมูลค่าสัมพัทธ์ของการมีส่วนร่วมจากการกระจายคาร์บอนในออสเทนไนต์แบบซุปเปอร์คูลและมาร์เทนไซต์ที่ก่อตัวขึ้นใหม่ไปยัง การเปลี่ยนแปลงคุณสมบัติและจลนศาสตร์ของการสลายตัวที่ตามมาของมาร์เทนไซต์ในเหล็กกล้าคาร์บอนปานกลาง

เหล็กกล้าคาร์บอนปานกลาง 40Kh, 40Kh13 และ 40N14 ถูกนำมาเป็นวัตถุของการศึกษา องค์ประกอบทางเคมีที่แสดงไว้ในตาราง หนึ่ง.

ตารางที่ 1

องค์ประกอบทางเคมีของเหล็ก

เกรดเหล็ก ส่วนประกอบ % (wt.)

C Cr Co Mo 81 Mn N1 Cu 8 R

40X 0.44 0.92 - - 0.30 0.71 0.30 0.30 0.035 0.035

40X13 0.40 13.0 - - 0.8 0.8 0.60 0.30 0.025 0.030

40H14 0.36 0.07 0.02 0.01 0.30 0.47 14.47 0.06 0.001 0.013

อัตราการเย็นตัวในระหว่างการดับถูกแปรผันโดยการใช้ตัวกลางในการดับที่ต่างกันสองแบบ: สารละลายน้ำ 10% NaCl (ต่อไปนี้คือเกลือ) และน้ำมันมิเนอรัล (ต่อไปนี้จะเรียกว่าน้ำมัน) หรือการรวมกันของสิ่งนั้น โหมดการทำความร้อนสำหรับการดับถูกเลือกโดยพิจารณาจากการกระจายคาร์บอนในออสเทนไนต์ที่สม่ำเสมอ อุณหภูมิความร้อนสำหรับการชุบแข็งคือ: สำหรับเหล็ก 40X - 860 °C, 40X13 - 1050 °C, 40H14 - 830 °C ระยะเวลาของการคงอุณหภูมิที่อุณหภูมิความร้อนสำหรับการชุบแข็งคือ 20 นาที

การวิเคราะห์ทางโลหะวิทยาของตัวอย่างดำเนินการด้วยกล้องจุลทรรศน์แบบออปติคัล "Obveryer.Blin" ด้วยกำลังขยาย 500 เท่า การวัดความแข็งระดับมหภาคถูกดำเนินการบนอุปกรณ์ TK-2 ค่าเฉลี่ยเลขคณิตของการวัดแบบขนาน 5 ชุดถูกใช้เป็นการประเมิน IAS วัดความแข็งระดับไมโครด้วยเครื่องมือ PMT-3 ที่โหลด 1 นิวตันบนส่วนที่บางที่ไม่ได้แกะสลัก ในการลบชั้นพื้นผิวที่ชุบแข็งจากงาน จะใช้การขัดซ้ำสามเท่าด้วยการกัดระดับกลาง ค่าเฉลี่ยของการวัด 50 ถูกนำมาใช้เป็นผลการวัด

ระดับของความเครียดมาโครที่ตกค้างถูกกำหนดโดยวิธีการเลี้ยวเบนเอ็กซ์เรย์บนดิฟแฟรกโตมิเตอร์ DRON-2 โดยใช้การแผ่รังสีโคบอลต์คา Macrostress ถูกกำหนดโดยการเปลี่ยนแปลงของรังสีเอกซ์

บรรทัดที่ 211 ที่มุม DEshch การบันทึกรูปแบบการเลี้ยวเบนได้ดำเนินการด้วยการสแกนแบบเป็นขั้นตอน (ขั้นตอนที่ 0.1°) การประมวลผลโดยใช้โปรแกรมแอปพลิเคชันสำหรับ 1VMRS "การวิเคราะห์โปรไฟล์เส้นเอ็กซ์เรย์โดยวิธีโมเมนต์"

เมื่อพิจารณาถึงคุณลักษณะเชิงระเบียบวิธีของการทดลอง (การกำจัดชั้นใกล้พื้นผิวที่ถูกขจัดคาร์บอนออก การวัดความแข็งระดับมหภาค การเตรียมตัวอย่างสำหรับการวัด) การวัดความแข็งระดับไมโครครั้งแรกจะดำเนินการ 1.5–2 ชั่วโมงหลังจากเสร็จสิ้นการอบชุบด้วยความร้อนที่สอดคล้องกัน

สื่อดับที่ใช้ในการศึกษานี้ให้อัตราการระบายความร้อนที่เกินอัตราการชุบแข็งที่สำคัญสำหรับเหล็กภายใต้การศึกษา การวิเคราะห์โครงสร้างจุลภาคและผลการวัดความแข็งระดับมหภาคยืนยันว่ามาร์เทนไซต์เป็นส่วนประกอบโครงสร้างหลักในชิ้นงานชุบแข็งของเหล็กที่ทำการศึกษาทั้งหมด

ในรูป 1, a แสดงผลการวัดระดับของแมคโครเค้นตกค้าง (o) และในรูปที่ 1, b - ความแข็งระดับไมโคร (HH) ของตัวอย่างเหล็กที่ศึกษาหลังจากการชุบแข็งในสื่อต่างๆ อัตราการเย็นตัวที่ลดลงในระหว่างการชุบน้ำมัน (เมื่อเทียบกับการชุบด้วยเกลือ) จะเพิ่มช่วงเวลาสำหรับการมีอยู่ของออสเทนไนต์แบบซุปเปอร์คูลและระยะเวลาของการแบ่งเบาบรรเทาตัวเองของมาร์เทนไซต์ที่เพิ่งก่อตัวขึ้นใหม่ สิ่งนี้มีส่วนทำให้การกระจายคาร์บอนมีความสมบูรณ์มากขึ้น ทั้งในออสเทนไนต์แบบซุปเปอร์คูลและในมาร์เทนไซต์ที่เป็นผล ซึ่งทำให้ระดับความเค้นตกค้างและความแข็งระดับจุลภาคสำหรับเหล็กที่ทำการศึกษาทั้งหมดลดลงอย่างมีนัยสำคัญ

■ การแข็งตัวของเกลือ

■ การชุบแข็งของน้ำมัน

■การชุบแข็ง

การชุบแข็งของน้ำมัน

ข้าว. 1. ระดับของแมคโครเค้นตกค้าง (ก) และความแข็งระดับไมโคร (ข) ของเหล็กกล้าชุบแข็ง

การปรากฏตัวของปริมาณโครเมียมสูง ซึ่งช่วยลดการเคลื่อนที่ของการแพร่กระจายของคาร์บอน ในเหล็ก 40Kh13 จะกำหนดระดับการกระจายคาร์บอนขั้นต่ำ (สำหรับเหล็กที่ศึกษา) ขั้นต่ำ (แม้จะมี

อุณหภูมิความร้อนสูงขึ้นอย่างมีนัยสำคัญสำหรับการชุบแข็ง) เป็นผลให้สำหรับเหล็ก 40X13 ระดับสูงสุดของความเค้นตกค้างในระหว่างการดับในตัวกลางและความแตกต่างขั้นต่ำในขนาดของความเค้นตกค้าง Do = os - ohm ซึ่งสัมพันธ์กับความเร็วที่ลดลง

เย็นแข็ง

สำหรับเหล็ก 40N14 ที่มีปริมาณนิกเกิลสูง ซึ่งเพิ่มความคล่องตัวในการแพร่ของคาร์บอน จะสังเกตเห็นภาพที่ตรงกันข้าม ค่าความเค้นตกค้างในชิ้นงานชุบแข็งของเหล็ก (แกน) นี้มีค่าน้อยที่สุดสำหรับสารทำความเย็นแต่ละตัว และค่า Do คือสูงสุด สำหรับเหล็ก 40Kh จะสังเกตค่ากลางของพารามิเตอร์เหล่านี้

ระดับของความเค้นตกค้างในตัวอย่างเหล็กกล้าคาร์บอนปานกลางที่เพิ่งดับใหม่จะพิจารณาจากระดับความอิ่มตัวยิ่งยวดของสารละลายที่เป็นของแข็งของคาร์บอนในเหล็ก bcc (มาร์เทนไซต์) และความสม่ำเสมอของการกระจายคาร์บอน ขนาดและรูปร่างของตัวอย่างที่ใช้ในการวิจัยทำให้สามารถละเลยการมีส่วนร่วมของความเค้นจากความร้อนที่เกี่ยวข้องกับการระบายความร้อนที่ไม่สม่ำเสมอบนหน้าตัดของตัวอย่างได้ ดังนั้น ความแตกต่างในระดับของแมคโครเค้นตกค้างอันเนื่องมาจากอัตราการทำความเย็นที่แตกต่างกันในระหว่างการดับสามารถสัมพันธ์กับระดับการกระจายคาร์บอนที่ต่างกันทั้งในออสเทนไนต์แบบซุปเปอร์คูล (ในกระบวนการทำความเย็นจนถึงจุดที่เริ่มมีการเปลี่ยนสภาพของมาร์เทนไซต์) และใน ทำให้เกิดมาร์เทนไซต์เมื่อเย็นลงจนถึงอุณหภูมิห้องและเก็บไว้ที่อุณหภูมินี้ก่อนทำการวัด

การประเมินเส้นทางการแพร่กระจายที่เป็นไปได้ของอะตอมคาร์บอน 1d ดำเนินการโดยใช้ข้อมูลของงานเกี่ยวกับผลกระทบของ Cr และ N1 ต่อพารามิเตอร์ของการแพร่กระจายคาร์บอน แสดงให้เห็นดังต่อไปนี้ สำหรับเหล็ก 40Kh13 ในออสเทนไนต์ในระหว่างการดับความเย็นจากอุณหภูมิความร้อนสำหรับการชุบแข็งจนถึงจุด Mn/dv จะน้อยกว่าในเหล็กกล้า 40Kh 1.5 เท่า และน้อยกว่าในเหล็กกล้า 40N14 ถึง 3.5 เท่า เมื่อเย็นตัวจากจุด Mn ไปที่อุณหภูมิห้อง (เช่นในมาร์เทน) /d มีค่าเท่ากันโดยประมาณสำหรับเหล็ก 40Kh และ 40N14 ซึ่งสูงกว่าค่าเหล็ก 40Kh13 ถึงสองเท่า นี่เป็นข้อตกลงที่ดีกับผลลัพธ์ที่นำเสนอข้างต้นในแง่ของระดับความเค้นตกค้างและความแข็งระดับไมโคร

ดังนั้น ในระหว่างการทำความเย็นในระหว่างการดับอย่างต่อเนื่อง แม้จะมีระยะเวลาสั้น ๆ การกระจายคาร์บอนที่เห็นได้ชัดเจนจะเกิดขึ้นทั้งในออสเทนไนต์และมาร์เทนไซต์ที่เพิ่งก่อตัวขึ้นใหม่ เนื่องจากการกระจายนี้มีลักษณะการแพร่กระจาย ปัจจัยที่เอื้อต่อการเพิ่มขึ้นของเส้นทางการแพร่กระจายที่เป็นไปได้ของอะตอมคาร์บอนในการดัดแปลง γ- และ α- ของเหล็กควรนำไปสู่การเพิ่มความสมบูรณ์ของการแจกจ่ายซ้ำ กล่าวคือ เพื่อเพิ่มระดับของความไม่เท่าเทียมกันในการกระจายของคาร์บอนในเหล็กชุบแข็ง

ดังนั้น การเพิ่มขึ้นของอัตราการทำความเย็นแบบแข็งและการผสมด้วยองค์ประกอบที่ขึ้นรูปคาร์ไบด์ สิ่งอื่น ๆ ที่เท่าเทียมกัน มีส่วนทำให้เกิดความสม่ำเสมอมากขึ้น และทำให้การกระจายคาร์บอนในมาร์เทนไซต์มีความเสถียรทางเทอร์โมไดนามิกน้อยลง

เพื่อตอบคำถาม สัดส่วนของการมีส่วนร่วมในการกระจายคาร์บอนทั้งหมดในระหว่างการดับความเย็นในช่วงออสเทนนิติกและมาร์เทนซิติก เราใช้การชุบตัวอย่างเหล็ก 40Kh ในตัวกลางสองตัว การดับทั้งทางน้ำมันในเกลือและผ่านเกลือในน้ำมัน การเปลี่ยนลำดับของตัวกลางในการดับทำให้อัตราการผ่านของช่วงอุณหภูมิที่สอดคล้องกันระหว่างการทำความเย็นแตกต่างกัน ในโหมดควบคุม จะมีการดับน้ำมันและเกลืออย่างต่อเนื่อง

เมื่อใช้การดับในสื่อสองชนิด การเลือกเวลาพักในตัวกลางแรกตามวัตถุประสงค์ของการทดลองควรตรวจสอบให้แน่ใจว่าถึงอุณหภูมิ Mn แล้ว หลังจากนั้นตัวอย่างจะถูกถ่ายโอนไปยังตัวกลางทำความเย็นตัวที่สองโดยเร็วที่สุด ในเรื่องนี้ การประเมินเบื้องต้นได้ทำขึ้นเกี่ยวกับเวลาที่ต้องใช้เพื่อให้ได้อุณหภูมิ Mn สำหรับสื่อดับแต่ละตัวโดยใช้แบบจำลองการคำนวณหลายแบบ เวลาเย็นตัวของตัวอย่างจาก 860 °C ถึงจุด Mn ตามสูตรของฝรั่งเศสคือ 5.7 วินาทีสำหรับน้ำมันและ 1.7 วินาทีสำหรับเกลือ การคำนวณโดยใช้ข้อมูลที่นำเสนอในงานให้ 4.1 วินาทีสำหรับน้ำมันและ 0.8 วินาทีสำหรับเกลือ

โดยคำนึงถึงความแตกต่างในผลลัพธ์ของการคำนวณ อัตราการระบายความร้อนที่สูง และด้วยเหตุนี้ ช่วงของการเปลี่ยนแปลงที่แคบของเวลาพักในตัวกลางในการดับแรก การเปิดรับตัวอย่างสู่อากาศระหว่างการถ่ายโอนจากตัวกลางดับหนึ่งไปยังอีกตัวหนึ่ง และปัจจัยอื่นๆ จึงตัดสินใจใช้แผนการทดลองต่อไปนี้ (รูปที่ 2)

1 ชม. ^ ชม. 1 ชม. 1 NX | 4 X / N. / | x X 1 1 h ^ ^^ ■ 4 h - s () l 1 sLtssl \ 1 h ^ H. > h x h 4 , h. h h

1 ชม. 6 เกลือ 2 วิ น้ำมัน % p ^ 7 s1>l£ 3 s. maelo ^ 3 น้ำมัน VI, 2 chol pCg s. เกลือ ¡.ges^k^b s. เกลือ

8 1 ^ X เกลือ + น้ำมันทรงเครื่อง

รูปที่ 2 แผนการทดลองการชุบแข็งในสองสภาพแวดล้อม

โหมดทำความเย็นถูกนำมาใช้ซึ่งการถ่ายโอนจากตัวกลางทำความเย็นตัวแรกไปยังตัวที่สองนั้นดำเนินการที่อุณหภูมิ: เหนือจุด Mn (โหมด 4 และ 5 ในรูปที่ 2); ใกล้กับจุด Mn (โหมด 3 และ 6); ใต้จุด Mn (โหมด 2 และ 7) นอกจากนี้ ตามที่กล่าวไว้ข้างต้น การชุบน้ำมันอย่างต่อเนื่อง (โหมด 1) และในเกลือ (โหมด 8) ถูกใช้เพื่อเปรียบเทียบ

ผลการวัดความแข็งมหภาคหลังจากการอบชุบด้วยความร้อนตามโหมดที่ระบุแสดงไว้ในตาราง 2.

ตารางที่ 2

ผลการวัดความแข็งของเหล็กชุบแข็ง 40X

โหมด HRC โหมด HRC

ตามที่ระบุไว้ในผลงาน ความแตกต่างในค่าความแข็งระดับมหภาคในระหว่างการดับในสื่อต่างๆ ไม่อนุญาตให้มีข้อสรุปที่ชัดเจน ในทางตรงกันข้ามกับความแข็งระดับมหภาค การเปลี่ยนแปลงความแข็งระดับจุลภาคภายใต้สภาวะเดียวกันแสดงให้เห็นความแตกต่างที่มีนัยสำคัญมากขึ้นโดยขึ้นอยู่กับโหมดการทำความเย็นที่ใช้ (รูปที่ 3)

12345678 โหมดทำความเย็น

รูปที่ 3 อิทธิพลของโหมดทำความเย็นในระหว่างการชุบแข็งต่อความแข็งระดับไมโครของเหล็ก 40Kh

ตามที่คาดไว้ การดับน้ำมันอย่างต่อเนื่อง (โหมด 1) ช่วยให้มั่นใจได้ถึงเวลาพักสูงสุดของตัวอย่างในช่วงอุณหภูมิที่น่าสนใจทั้งสอง ("Tz - Mn" และ "Mn-20"

°C”) ซึ่งให้การกระจายคาร์บอนที่สมบูรณ์ที่สุดและเป็นผลให้ค่าความแข็งระดับไมโครต่ำสุด ในทางตรงกันข้าม การชุบเกลืออย่างต่อเนื่อง (โหมด 8) จะให้ความเร็วสูงสุด (ของความเร็วที่ใช้) ตลอดช่วงอุณหภูมิเหล่านี้ และด้วยเหตุนี้ ระดับการกระจายคาร์บอนต่ำสุดและความแข็งระดับไมโครสูงสุด

ในระหว่างการทำความเย็นตามโหมด 2, 3 และ 4 ซึ่งการทำความเย็นในน้ำมันจะสิ้นสุดลงใกล้กับจุด Mn และช่วงมาร์เทนซิติกจะผ่านในอัตราที่สูงกว่ามาก ความแข็งระดับไมโครจะเพิ่มขึ้น (เมื่อเทียบกับการชุบน้ำมันอย่างต่อเนื่อง) สาเหตุหลักมาจาก การลดลงของความสมบูรณ์ของการไหลด้วยตนเองของมาร์เทนไซต์ที่เกิดขึ้นใหม่ในระหว่างการเปลี่ยนรูป (หรือในระหว่างการเก็บที่อุณหภูมิห้องในภายหลังก่อนการวัด)

จะสังเกตเห็นความแตกต่างที่มากขึ้นอย่างเห็นได้ชัดเมื่อใช้สารละลาย NaCl เป็นสื่อในการดับแรก การสัมผัสกับเกลือเป็นเวลา 1 วินาที (โหมด 5) ไม่ได้ทำให้อุณหภูมิของตัวอย่างที่ชุบแข็งลดลงอย่างเห็นได้ชัดก่อนที่จะถ่ายโอนไปยังน้ำมัน เป็นผลให้ความแข็งระดับจุลภาคอยู่ตรงกลางระหว่างการชุบน้ำมันอย่างต่อเนื่องและการชุบแข็งตามโหมด 2, 3, 4 การเพิ่มเวลาที่อยู่อาศัยในเกลือเป็น 2 วินาที (โหมด 6) นำไปสู่การลดระยะเวลาของการกระจายคาร์บอนอย่างมีนัยสำคัญ ในออสเทนไนต์ supercooled ในขณะที่ยังคงอัตราการผ่านขั้นต่ำผ่านช่วงมาร์เทนซิติก ส่งผลให้มีความแข็งเพิ่มขึ้นอย่างมากเมื่อเทียบกับการชุบน้ำมัน การสัมผัสกับเกลือเป็นเวลา 3 วินาที (โหมด 7) ให้การระบายความร้อนที่อัตราสูงสุดทั้งในช่วงของการดำรงอยู่ของออสเทนไนต์แบบ supercooled และในส่วนของช่วงเวลา "Mn - 20 ° C" ด้วยเหตุนี้ ค่าความแข็งระดับจุลภาคของชิ้นงานทดสอบที่ดับตามโหมดนี้จึงเกือบจะเท่ากับในกรณีของการชุบเกลืออย่างต่อเนื่อง

ดังนั้น อัตราการเย็นตัวที่ลดลงระหว่างการชุบแข็งแบบต่อเนื่องจะช่วยเพิ่มความสมบูรณ์ของการกระจายคาร์บอนและการลดลงของความแข็งระดับไมโครที่เกี่ยวข้อง สาเหตุหลักมาจากการเพิ่มขึ้นของช่วงเวลาสำหรับการดำรงอยู่ของออสเทนไนต์แบบซุปเปอร์คูล การมีส่วนร่วมของผลกระทบทั้งหมดจากการกระจายคาร์บอนในช่วงเวลาของการระบายความร้อนจากจุด Mn ไปยังอุณหภูมิห้องนั้นเล็กลงมาก

1. ความแตกต่างในระดับของความเค้นตกค้างของแมคโครเนื่องจากอัตราการระบายความร้อนที่แตกต่างกันระหว่างการชุบแข็งของเหล็กกล้าคาร์บอนปานกลาง ถูกกำหนดโดยระดับของการกระจายคาร์บอนซ้ำในออสเทนไนต์แบบซุปเปอร์คูล (ในระหว่างการหล่อเย็นจนถึงจุดเริ่มต้นของการเปลี่ยนรูปมาร์เทนไซต์) และใน ทำให้เกิดมาร์เทนไซต์เมื่อเย็นลงจนถึงอุณหภูมิห้องและเก็บไว้ที่อุณหภูมินี้ก่อนเริ่มการวัด

2. ระดับของการกระจายคาร์บอนจะถูกกำหนดโดยส่วนใหญ่โดยระยะเวลาที่อยู่ในช่วงอุณหภูมิก่อนการเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนซิติก นั่นคือ ในระยะออสเทนไนต์ การมีส่วนร่วมของกระบวนการแจกจ่ายคาร์บอนในมาร์เทนไซต์นั้นน้อยกว่ามาก ดังนั้น สถานะที่แตกต่างกันของมาร์เทนไซต์ของเหล็กชุบแข็ง ซึ่งสัมพันธ์กับความแตกต่างของอัตราการหล่อเย็นแบบแข็ง เกิดจากข้อเท็จจริงที่ว่าการเปลี่ยนแปลงมาร์เทนซิติกที่เกิดขึ้นจริงในเหล็กชนิดเดียวกันนั้นเริ่มต้นด้วยการกระจายคาร์บอนเริ่มต้นที่แตกต่างกันในออสเทนไนต์แบบซุปเปอร์คูล .

การศึกษาได้รับการสนับสนุนทางการเงินจากมูลนิธิรัสเซียเพื่อการวิจัยขั้นพื้นฐานและการบริหารภูมิภาคทูลาภายใต้กรอบของโครงการทางวิทยาศาสตร์หมายเลข 15-4803237 “r_center_a

บรรณานุกรม

1. Smirnov M.A. , Schastlivtsev V.M. , Zhuravlev L.G. พื้นฐานของการรักษาความร้อนของเหล็ก Ekaterinburg: สาขา Ural ของ Russian Academy of Sciences, 1999. 495 p.

2. Krishtal M.A. กระบวนการแพร่ในโลหะผสมเหล็ก M.: Nauka, 2506. 278 น.

3. Bokshtein BS การแพร่กระจายในโลหะ มอสโก: โลหะวิทยา 2521 248

4. Lyuty V. Quenching media: หนังสืออ้างอิง, / ed. Maslenkova S.B.; ต่อ. จากพื้น Chelyabinsk: โลหะวิทยา 1990. 192 p.

5. Grinberg E.M. , Kondaurova E.Yu. ผลของอัตราการหล่อเย็นระหว่างการชุบแข็งต่อโครงสร้างและคุณสมบัติทางกายภาพและทางกลของเหล็ก Izvestiya TulGU เซอร์ วัสดุศาสตร์. พ.ศ. 2543. ฉบับ. 1. ส. 156 - 160.

6. Grinberg E.M. , Varyuk T.S. อิทธิพลของอัตราการระบายความร้อนในระหว่างการชุบแข็งต่อโครงสร้างและความแข็งของเหล็ก Izvestiya TulGU. เซอร์ วัสดุศาสตร์. 2546. ฉบับที่ 4 น. 143 - 148.

7. ผลของอัตราการเย็นตัวระหว่างการชุบแข็งต่อระดับความเค้นตกค้างในเหล็ก / E.M. Grinberg, เอส.เอส. กอนชารอฟ, อี.ยู. คอนดอโรวา อี.เอส. Zharikova // ข่าวของ TulGU เซอร์ วัสดุศาสตร์. 2549. ฉบับที่ 6 หน้า 6 - 16.

8. อิทธิพลของธาตุผสมทั้งคาร์ไบด์และไม่ใช่คาร์ไบด์ต่อการเปลี่ยนแปลงโครงสร้างที่ metastable ในระหว่างการแบ่งเบาบรรเทาของเหล็กกล้าคาร์บอนปานกลาง / E.M. Grinberg, เอส.เอส. กอนชารอฟ, อี.ยู. คอนดอโรว่า, T.A. Kuzina // ข่าวของ TulGU เซอร์ วัสดุศาสตร์. 2549. ฉบับ. 6. ส. 33 - 42.

Grinberg Evgeniy Markusovich, Dr. Sc. วิทยาศาสตร์, ศ., emgrinhergamail.ru, รัสเซีย, Tula, Tula State University,

Alekseev Anton Anatolyevich, Ph.D., ant.suvorovamail.ru, รัสเซีย, Tula, Tula State University,

Novikova Elena Yurievna, Ph.D. เทคโนโลยี วิทยาศาสตร์ รศ. [ป้องกันอีเมล],mail.ru, รัสเซีย, Tula, Tula State University,

Yarovitskaya Alina Aleksandrovna นักเรียน [ป้องกันอีเมล] ru, รัสเซีย, Tula, Tula State University,

Galkin Andrey Fedorovich นักเรียน [ป้องกันอีเมล], รัสเซีย, Tula, Tula State University

ผลของสภาวะการทำความเย็นต่อระดับของความเครียดและการกระจายตัวของคาร์บอนกัมมันตภาพรังสีในออสเทนไนต์และมาร์เทนไซต์ต่อเหล็กกล้าคาร์บอนปานกลางที่แข็งตัว

อีเอ็ม กรินเบิร์ก เอเอ Alekseev, E.Y. โนวิโคว่า, เอ.เอ. Yarovitskaya, A.F. Galkin

ผลของอัตราการหล่อเย็นต่อการชุบแข็งต่อระดับความเค้นตกค้างของมาร์เทนไซต์หลังจากการชุบแข็งของเหล็ก 40X, 40X13 และ 40H14 แสดงให้เห็นว่าปัจจัยที่เอื้อต่อการเพิ่มขึ้นของเส้นทางการแพร่กระจายของคาร์บอน นำไปสู่การก่อตัวของไม่เป็นเนื้อเดียวกัน การกระจายตัวของคาร์บอนหลังการชุบแข็ง การมีส่วนร่วมที่แพร่หลายในการกระจายคาร์บอนซ้ำในระหว่างการหล่อเย็นแบบชุบแข็งทำให้เกิดการแยกตัวที่ข้อบกพร่องของผลึกขัดแตะในออสเทนไนต์ ซึ่งมีอยู่ในอุณหภูมิที่สูงกว่าอุณหภูมิการเปลี่ยนแปลงของมาร์เทนซิติก

คำสำคัญ: การแปลงมาร์เทนซิติก อัตราการเย็นตัว ความเค้นตกค้าง การกระจายคาร์บอนซ้ำ เส้นทางการแพร่กระจาย การสลายตัวของมาร์เทนไซต์

Grinberg Evgeniy Markusovich ผู้สมัครสาขาวิทยาศาสตร์เทคนิค docent [ป้องกันอีเมล],mail.ru, รัสเซีย, Tula, Tula State University,

Alekseev Anton Anatolevich ปริญญาโท [ป้องกันอีเมล], รัสเซีย, Tula, Tula State University,

Novikova Elena Yurievna ผู้สมัครสาขาวิทยาศาสตร์เทคนิค docent [ป้องกันอีเมล], รัสเซีย, Tula, Tula State University,

Yarovitskaya Alina Alexandrovna นักเรียน [ป้องกันอีเมล],mail.ru, รัสเซีย, Tula, Tula State University,

Galkin Andrey Fedorovich นักเรียน anfgalkinamail ru, รัสเซีย, Tula, Tula State University