ВВЕДЕНИЕ
На современном этапе развития производства, при повсеместном истощении природных ресурсов и ухудшении экологической обстановки, наиболее остро встают вопросы разработки экологически обоснованных, ресурсосберегающих технологий получения металлопродукции при одновременном улучшении ее качества. В этой связи холодная объемная штамповка (ХОШ) является одним из наиболее перспективных способов изготовления различных крепежных изделий и других деталей автомобилестроения, обеспечивающая по сравнению с обработкой резанием значительное повышение коэффициента использования металла (до 96%). Количество крепежных изделий (болтов, винтов, шпилек, гаек, шайб и т.п.) в современном автомобиле составляет до 60% от общей номенклатуры деталей и 2-3% от его веса. В рамках современных тенденций, при разработке конкурентоспособных технологий ХОШ, необходимо изыскать дополнительные резервы повышения качества металлопродукции на всех стадиях технологического передела: разработке новых марок стали, оптимизации структуры металла, технологии его деформации, использовании новых прогрессивных смазочных материалов и способов подготовки поверхности проката перед высадкой, что, в комплексе, помимо чисто экономического эффекта, позволит снизить нагрузки на инструмент, и даст возможность существенного усложнения геометрии деталей. Важным звеном создания ресурсосберегающих технологий ХОШ крепежных деталей является структурный подход при подготовке материала, обеспечивающий гибкое управление его свойствами, за счет изменения дисперсности зерна, количества и морфологии фазовых составляющих. В настоящее время наиболее распространенной предварительной технологической операцией подготовки проката из среднеуглеродистых и легированных сталей перед ХОШ является сфероидизирующий отжиг в колпаковых печах продолжительностью до 40 часов и более. Но даже после столь длительных выдержек в структуре встречаются участки со следами пластинчатого перлита и не всегда обеспечивается равномерность свойств по длине бунта. Для низкоуглеродистых и микролегированных сталей требования к полной сфероидизации структуры перед высадкой не столь абсолютны, что позволит упростить схему подготовки металлопроката перед ХОШ. В связи с этим, актуальной является задача, поставленная в данной работе, - разработка и внедрение комплексного технологического решения,
5 включающего оптимизацию состава экономнолегированных борсодержащий сталей,
разработку и внедрение технологии производства из нее сортового проката, а также технологии ускоренного сфероидизирующего отжига на автоматизированных комплексах с использованием нагрева ТВЧ, позволяющих существенно сократить энерго- и трудозатраты, повысить точность поддержания температурного режима термической обработки, исключить обезуглероживание, обеспечить однородность структуры и свойств по сечению и длине проката.
Цель и задачи исследования. На основе классификации типов структур, пригодных для ХОШ, провести оптимизацию химического состава существующих низкоуглеродистых и борсодержащих сталей, а также технологии производства из них сортового проката, разработать режимы ускоренного отжига на установках ТВЧ, обеспечивающие рациональные условия высадки сложнопрофильных деталей для нужд автомобилестроения.
Научная новизна.
1. Выявлены количественные закономерности влияния величины исходного зерна аустенита (при вариации от 20 до 70 мкм), степени предварительной деформации калибровкой (0 - 36 %), температуры нагрева (740 - 800°С), скорости охлаждения (0,1-5,0°С/мин) на степень сфероидизации перлита и комплекс механических свойств низкоуглеродистых (10, 20), борсодержащих (20Г2Р, 30Г1Р) и легированной (38ХГНМ) сталей при отжиге проката с нагревом ТВЧ.
2. На основании количественных закономерностей изменения морфологии карбидной фазы и уровня механических свойств сталей 10, 20, 20Г2Р и 30Г1Р в процессе холодной пластической деформации калибровкой (0-50%) предложена классификация структурных состояний стали по их пригодности для ХОШ.
3. Установлены количественные закономерности влияния углерода, марганца, ванадия, ниобия на формирование характеристик прокаливаемости и уровень отжигаемости микролегированных борсодержащих сталей.
4. Установлена область допустимых значений содержания бора, азота, титана, алюминия, кислорода, обеспечивающая содержание эффективного бора на уровне не менее 0,80 от общего содержания бора в микролегированной ванадием и ниобием стали типа 20Г2Р иЗОПР.
Практическая ценность.
1. В условиях ОАО «БелЗАН» реализовано комплексное технологическое решение, включающее в себя: усовершенствование автоматизированного комплекса ускоренного сфероидизирующего отжига с нагревом ТВЧ; формулирование требований к составу и структуре сталей, обеспечивающих ускорение режимов сфероидизирующего отжига применительно к условиям комплекса; разработку ресурсосберегающей технологии ускоренного сфероидизирующего отжига сортового проката низкоуглеродистых и микролегированных бором сталей. Внедрение предложенной разработки позволило сократить в 5-7 раз продолжительность отжига, при этом запуск в производство трех установок с нагревом ТВЧ позволил высвободить 39 колпаковых печей.
2. Оптимизированы составы низкоуглеродистых (10, 20) и борсодержащих (20Г2Р и 30Г1Р) сталей, обеспечивающие получение мелкозернистой структуры и повышение характеристик сквозной прокаливаемости проката диаметром до 18 мм. На основании чего разработана нормативно-техническая документация (ТС 105-136-2001) на производство сортового проката для холодной высадки. Предложенные составы сталей защищены 4-мя патентами РФ.
3. Разработана и освоена на ОАО "Северсталь" ресурсосберегающая технология производства сортового проката 0=6-23 мм из низкоуглеродистых (10, 20) и борсодержащих (20Г2Р, 30Г1Р) сталей. Опытные партии всех сталей (по 600 т каждой) успешно переработаны в условиях ОАО "БелЗАН".
Результаты проведенных исследований были представлены на VI Московском Международном Автосалоне, Москва август 2003 г., докладывались на I и II Евразийской научно-практической конференции «Прочность неоднородных структур», апрель 2002 и 2004 г.г., Москва, МГИСиС; на Научно-техническом семинаре «Научно-техническое обеспечение инновационной деятельности предприятий, институтов, фирм в металлургии», 17 ноября 2004 г., Москва, МГИСиС; на 49-ой Международной научно-технической конференции ААИ «Приоритеты развития отечественного автотракторостроения и подготовки инженерных и научных кадров», 23-24 марта 2005 г., Москва, МАМИ.
По теме диссертации опубликовано 9 работ, в том числе получено 4 патента РФ. Публикации отражают основное содержание работы
ГЛАВА 1. АНАЛИТИЧЕСКИЙ ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ
1.1. Критерии и методы оценки пригодности сталей для холодной объемной штамповки
Основные тенденции развития способа холодной объемной штамповки (ХОШ) в направлении получения изделий повышенной сложности формы, более высокой прочности (с целью снижения массы деталей и узлов машин), повышенной точности и т.д. предъявляют высокие требования к применяемым материалам. Особое место в комплексе требований к сталям для ХОШ занимает показатель деформируемости в холодном состоянии -способность к деформированию до 70-75% без образования трещин, разрывов, полос сдвига и других дефектов [1]. Это обуславливает высокие требования, предъявляемые к металлопрокату, предназначенному для изготовления деталей таким методом [2]. Возможность получения деталей без трещин определяется химическим составом, структурой, механическими свойствами, чистотой стали и качеством поверхности используемого проката [3].
При холодной объемной штамповке заготовки находятся в сложном напряженно-деформированном состоянии, которое нельзя получить при стандартных механических испытаниях на кручение, сжатие или растяжение. Для оценки штампуемости стали с точки зрения запаса пластичности наиболее часто используют технологические испытания на заданную степень деформации. По ГОСТ 10702-78 пригодность металла для холодной высадки оценивается осадкой образцов до Уг, Уз и Уа начальной высоты. При этом если исходный диаметр проката менее 30 мм, образцы не обтачиваются, а их высота выбирается равной двум диаметрам. В стандартах Германии и других стран используются испытания на скручивание. При этих испытаниях образец длиной равной трем диаметрам проходит четырехкратное скручивание на 360° и раскручивание в обратном направлении до исходного положения. Пригодность металла определяется отсутствием трещин. Для контроля металла, предназначенного для сложной штамповки, в японском стандарте ISB 1213-1961 предусмотрено испытание на десятикратное скручивание.
8 Однако известные технологические методы оценки деформируемости позволяют
паспортизовать материалы, испытываемые для ХОШ, проводить их сравнительное ранжирование, но непригодны для прогнозирования их поведения применительно к технологическим процессам изготовления конкретных изделий методом холодной высадки, поскольку в этих оценках не учтены реальные условия напряженно-деформированного состояния, упрочнение материала, а также прочностные характеристики инструмента.
Для определения деформируемости, сопротивления деформации и склонности материалов к упрочнению разработаны специальные методики и способы испытаний [4]. По результатам исследований напряженно-деформированного состояния деталей и пластических свойств исходного металла обоснована необходимость дифференцированного подхода к выбору механических свойств стали для изготовления стержневых (болты, винты, пальцы), пустотелых (гайки, штуцера, заклепки) и специальных (шаровые пальцы, накидные гайки, наконечники тормозных шлангов) деталей [5, 6]. В результате сформулирована необходимость взаимного согласования параметров ресурса пластичности металла, стойкости инструмента и устойчивости технологического процесса, которые оценивают следующей системой уравнений [7]:
у/=\В(т)------Ш>Ё1------<1 (1.1)
;9т <о О-2)
где уравнение (1.1) характеризует пластичность стали, а уравнение (1.2) - стойкость инструмента. В(т), Щх), К(е) - известные функции, описывающие напряженно-деформированное состояние элементарного объема материала и его пластические свойства [7]; Хр -математическое ожидание пластичности; S - среднеквадратичное отклонение значений пластичности; <р(р) - обратная функция нормированного распределения (табличная величина); afj - упругие напряжения в элементарном объеме инструмента, возникающие в результате воздействия переменных нагрузок; /?,у - остаточные напряжения, не зависящие от времени, возникающие на первых циклах нагружения; о"т - сопротивление деформации материала инструмента.
При холодной объемной штамповке, особенно при холодном выдавливании, характеризующимся всесторонним сжатием, основным критерием оценки технологической
9
деформируемости являются сопротивление стали деформации и его изменение в процессе
обработки. Повышенные удельные усилия на инструмент (более 2200 - 2500 МПа) являются одним из главных ограничений применения процесса. Вследствие неравномерности деформации и особенностей кинематики течения материала (обычно при комбинированных процессах штамповки) в некоторых областях деформируемой заготовки возникают растягивающие и сдвигающие напряжения, превышающие допустимые, что вызывает образование микро- и макротрещин, а иногда и полное разрушение. Система уравнений технологической деформируемости совместно с математической моделью расчета напряженно-деформированного состояния конкретного процесса штамповки позволяет оптимизировать конструкцию крепежа и геометрических размеров инструмента, а также разработать экономичный технологический процесс штамповки.
При определении сопротивления деформации достаточно полную информацию о влиянии предварительной термообработки на поведение стали при холодной объемной штамповке могут дать механические свойства. Следует отметить, что для определения сопротивления деформированию и его зависимости от деформации при высадке, выдавливании и других процессах, характеризующихся сжимающими главными напряжениями, более корректно использовать испытания не на растяжение, а на сжатие [8]. Однако, несмотря на большую корректность испытаний на сжатие, позволяющих получить энергосиловые параметры технологических процессов объемной штамповки, на этапе поиска химического состава стали и отработки режимов ее термической обработки для получения необходимого структурного состояния в качестве оценочных часто используют технически более легко осуществимые испытания на растяжение. По испытаниям на растяжение можно оценить, как штампуемость металла, так и уровень напряжений течения, определяющих удельные давления на инструмент.
В свою очередь, при оценке штампуемости необходимо разделять способность материала равномерно воспринимать деформацию и его пластичность. Способность равномерно воспринимать деформацию является важным свойством материала, связанным с деформационным упрочнением. При ХОШ, в особенности, при получении деталей сложной формы, существуют, так называемые, "опасные"зоны. Степень деформации в этих зонах значительно выше средней по заготовке. При пластической деформации происходит
10 упрочнение материала - повышается напряжение, необходимое для его пластического
течения. Это приводит к тому, что начинают пластически деформироваться соседние недеформированные зоны металла. Чем больше зона деформации, тем равномернее происходит распределение деформации, и, следовательно, меньше становится максимальная деформация. Таким образом, в материале с более высокой способностью к равномерному распределению деформаций при одинаковом уровне пластичности уменьшается вероятность образования трещин в опасных зонах. Чем больше коэффициент деформационного упрочнения п, тем при меньших степенях деформации начинают пластически деформироваться соседние недеформированные зоны металла [9]. При оценке пластичности материала следует разделить способность металла к равномерной и сосредоточенной деформации. Способность металла к равномерной деформации определяется величиной sp. Возможность значительной равномерной деформации и "оттягивание" момента начала образования шейки в пластичных материалах обусловлено наличием деформационного упрочнения. Если бы его не было, то шейка бы начинала формироваться сразу же по достижении пределе текучести [ 10, с. 154].
На стадии равномерной деформации процесс увеличения напряжения течения из-за деформационного упрочнения полностью компенсируется удлинением и сужением расчетной части образца. Когда же прирост напряжения вследствие уменьшения поперечного сечения становится больше прироста напряжения, связанного с деформационным упрочнением, равномерность деформации нарушается и наблюдается образование шейки. Максимум нагрузки достигается при величине деформации е= ?р=п, что является условием потери устойчивости пластического течения при одноосном растяжении.
Переход к сосредоточенной деформации может быть результатом не геометрического разупрочнения (образования шейки), а более раннего возникновения пор в объеме материала, образующих внутреннюю шейку [11]. Образование "внутренней шейки" представляет собой сложный процесс, включающий: 1 - возникновение пор вокруг включений или частиц второй фазы с последующим их ростом в продольном и поперечном направлениях; 2 - образование микротрещин при слиянии микр'шор; 3 - образование "внутренней шейки" при слиянии микротрещин [12, с. 192]. Хорошим показателем сосредоточенной деформации является относительное сужение \|/ [13, с. 41]. Так высоким
11
значением \|/ обладают стали после закалки и высокого отпуска [14]. Многие исследователи считают, что способность стали к .холодной объемной штамповке достаточно хорошо характеризуется величиной \|/ [14, 15]. Наилучшей пластичностью при холодной объемной штамповке обладают стали с \|/>60%. Удовлетворительную пластичность и достаточно широкую область применения могут иметь и стали с \|/=50-60%. По данным японских исследователей при \|/~70% образования трещин не наблюдается.
1.2. Перспективные требования к сталям для холодной объемной штамповки
На основании комплексной оценки пластичности, кривых упрочнения и большого производственного опыта в работе [16] сформулированы основные требования к исходному металлу для ХОШ, которые, помимо достаточной пластичности, включают требования к однородности механических свойств (при рассеянии показателей ов в пределах ±50 МПа), геометрических размеров, химического состава и микроструктуре сталей (содержание сфероидизированного перлита должно быть 80 - 90%). Для термоулучшаемых сталей, применяемых для изготовления высокопрочных деталей, важным требованием является их высокая прокаливаемость.
Обычно для холодной объемной штамповки используют углеродистые и легированные стали, содержащие до 0,5% С [2]. Однако в последние десятилетия получила широкое распространение замена высоко- и среднелегированных сталей на низколегированные борсодержащие. Борсодержащие стали используют взамен труднодеформируемых сталей марок 20Х, 19ГН, 16ХГНМ, 30, 35, 45, 38ХА, 38ХГНМ, 40Х, 40ХН, 40ХНМА и др., что сокращает расход дефицитных легирующих элементов. Особенностью борсодержащих сталей (>0,001% В) для ХОШ является их высокая технологическая пластичность и высокая (на глубину до 50 мм) прокаливаемость. Установлено, что борсодержащие стали с 0,20 -0,35% С, обладая высокой прокаливаемостью и обеспечивая требуемую высокую прочность готовых изделий после термического упрочнения (ав = 800 -1300 МПа), в исходном состоянии имеют более высокую пластичность, чем традиционные стали, используемые для достижения в изделиях такой же прочности [17].
Решающее значение для пластичности сталей, содержащих менее 0,2% С, имеют качество проката [3] и величина зерна феррита [18]. Форма и распределение карбидов в
12 низкоуглеродистых сталях имеет значение только при изготовлении из них деталей
сложной формы [14, 19]. При увеличении содержания углерода повышается влияние формы и распределения карбидов [3, 14, 18, 20]. Среднеуглеродистая столь с пластинчатым перлитом обладает низкой штампуемостью. Вследствие этого ухудшается заполняемость полостей матрицы и пуансона. С другой стороны, недостаточная пластичность может привести к образованию трещин при штамповке деталей и даже к их разрушению [17]. Сфероидизация карбидов и равномерное их распределение по объему ферритной матрицы повышают технологическую пластичность среднеуглеродистых сталей [17], что приводит к понижению удельного усилия при штамповке [18].
Влияние формы карбидов на поведение сталей при холодной пластической деформации изучалось в ряде работ. При волочении перлитные колонии ориентируются вдоль оси волочения [21]. Цементитные пластины утоняются в поперечном сечении и удлиняются в продольном. В колониях, в которых пластины ориентированы вдоль оси волочения наблюдается деформация цементитных частиц скольжением. В неблагоприятно ориентированных колониях происходит изгиб и дробление цементитных пластин, и у их обломков отмечено образование дислокационных клубков, которые при дальнейшем волочении превращаются в вытянутые стенки ячеек, содержащие наряду с дислокациями измельченные частички цементита. Цементит сферической формы деформируется в значительно меньшей степени. Однако при больших степенях деформации сферические частицы могут приобретать вытянутую квазипластинчатую форму. Это делает возможным частичный распад зернистого цементита. Однако зернистый цементит подвержен дроблению в меньшей степени, чем пластинчатый [22]. Несомненно дефекты, возникающие при дроблении цементита, способствуют образованию пор и вязких трещин, что обуславливает преждевременное разрушение сталей с пластинчатым перлитом [23].
Важным следствием деформации сталей, содержащих пластинчатый перлит, является частичный распад карбидной фазы, связанный с изменением термодинамического равновесия фаз [21, с. 41]. Выделяющийся при этом углерод располагается на дислокациях и в микротрещинах. Степень распада цементита и соотношение количества углерода, находящегося в дефектах различного типа, также определяется дисперсностью структуры, плотностью дислокаций и количеством образовавшихся микротрещин [21, с. 58]. Образование атмосфер атомов углерода на дислокациях влияет на их подвижность, а
13 следовательно, на пластические характеристики сталей. При пластической деформации
сферический цементит подвержен распаду в меньшей степени, чем пластинчатый [22], или вообще не распадается [21, е. 85].
Карбиды обычно не участвуют в начале вязкого разрушения, и их форма не должна влиять на стадию равномерного удлинения. Однако сфероидизирующая обработка оказывает значительное косвенное влияние:
1. При исходной структуре феррит-пластинчатый перлит деформация в начале развивается за счет пластического течения избыточного феррита, и, только начиная с определенного порогового значения происходит деформация перлитных колоний [24, с. 69]. На сфероидизированных сталях нет такого четкого разделения на избыточный и перлитный феррит. Поэтому при одинаковой макроскопической деформации феррит горячекатаной стали подвергается большей деформации, чем феррит сфероидизированной структуры. В соответствии с этим в горячекатаной стали раньше зарождаются поры.
2. Сфероидизирующая обработка приводит к снижению предела текучести. Следовательно, меньше частиц будет служить центрами образования пор, так как в разрушение не будут вовлекаться частицы меньших размеров. Это, в свою очередь, приводит к увеличению расстояния между порами [13, с. 41] и, следовательно, большая деформация потребуется для сближения пор, необходимого для образования микротрещин и "внутренней шейки".
3. Сфероидизирущая обработка приводит к росту коэффициента деформационного упрочнения, что предотвращает "преждевременный" разрыв перемычек между порами [13, с. 41] и, соответственно, "оттягивается" момент образования микротрещин. В сфероидизированной структуре возможность образования пор зависит от размера карбидов и их распределения. Так, возникновение пор легче происходит вокруг крупных частиц по сравнению с мелкими. Считают, что напряжение зарождения пор обратно пропорционально
¦yfd^, где die - диаметр карбида [13, с. 41]. Особую опасность для возникновения пор представляют достаточно большие частицы, расположенные на границах исходных аустенитных зерен [12, с. 193, 199]. С другой стороны, возможно образование пор между двумя близко расположенными карбидами [25].
14 Следовательно, наиболее высокую способность как к равномерной, так и
сосредоточенной деформации должны иметь стали со структурой, содержащей мелкие сферические равномерно распределенные карбиды.
1.3. Оценка параметров сфероидизированного перлита
Основными параметрами карбидной фазы сфероидизированного перлита являются объемная доля цементита, размер отдельных частиц и межкарбидное расстояние. Как и в пластинчатом перлите, размеры цементитных частиц даже в пределах одного зерна неоднородны. В сфероидизированном перлите эта неоднородность проявляется даже в гораздо большей степени. Особенно велико различие карбидов, расположенных в матрице зерен, субзерен и по их границам. Это связано с различием коэффициентов диффузии углерода вдоль границ и субграниц, а также в матрице а-фазы. Рост карбидов, расположенных на границах зерен и субзерен, энергетически выгодный процесс, поскольку при этом уменьшается суммарная площадь граничных поверхностей в феррите.
Особенность дислокационного строения а-фазы сфероидизированного перлита состоит в концентрации дислокаций вблизи цементитных частиц. Это связано, во-первых, с тем, что межфазная поверхность есть источник образования дислокаций, и, во-вторых, с тем, что карбиды служат барьерами, тормозящими их перемещение, имеющее место под действием приложенных или возникающих в результате развития внутренних процессов напряжений. Следует отметить, что, задерживая перемещение дислокаций, карбиды сфероидизированной формы в отличие от пластинчатых карбидов тем не менее оставляют дислокациям некоторую свободу перемещения. Вероятно, именно с этим явлением можно связывать повышенную способность сфероидизированного перлита к релаксации напряжений по сравнению с пластинчатым и, как следствие этого, более низкую трещиностойкость последнего.
Учет влияния второй фазы на механические свойства сплавов возможен на основе использования количественных данных о параметрах присутствующих структурных составляющих. Морфология частиц второй фазы определяет особенности их количественного описания. Одна из особенностей заключается в том, что в связи с неопределенностью формы присутствующих в сплаве частиц и отклонением их от
15 правильной формы обычно приходится вводить некоторые модельные предположения.
Так, довольно часто при описании равноосных частиц, в том числе и глобулярного цементита, предполагают, что они имеют форму шаров. Методически такой подход вполне оправдан, так как при этом существенно облегчается применение математического аппарата. В то же время установлено, что отмеченный подход, как правило, не вносит значительной погрешности в величину механических характеристик, анализируемых с привлечением количественных данных о параметрах второй фазы. Так, в монографии М. И. Гольдштейна и В. М. Фарбера [26] отмечается, что при оценке дисперсионного упрочнения по механизму Орована характеристика истинной формы частиц не считается необходимой.
Основными характеристиками, используемыми для количественного описания дисперсной фазы, служат средний размер частиц dx, расстояние между частицами X, их объемная доля/, удельная поверхность Sy. Методы определения этих характеристик описаны во многих работах [26, 27, 28, 29, 30]. Параметрами, измеряемыми при металлографических исследованиях, являются число частиц на единице площади Na и число частиц на единице длины JV/. При определении Na рекомендуется [26,29] пользоваться методом сеток.
Для этого площадь фотографии разбивают на квадратную сетку со стороной ячейки, большей размера присутствующих в сплаве частиц. Затем подсчитывают число частиц z внутри квадратного контура и число частиц, пересекаемых прямыми линиями контура за вычетом частиц, расположенных в узлах и, а также число узловых частиц со. По следующей формуле подсчитывают число х:
х = z + 0,5г/ + 0,25&> (1.3)
Разделив число х на площадь сетки, получают число частиц на единицу площади Na-Значение Ni определяют как число частиц на произвольно проведенных секущих, отнесенное к единице длины. Параметры Na и Ni позволяют определить количестзо сферических частиц в единице объема Ny [31]:
и объемную, долю дисперсных частиц (с формой, близкой к сферической), представляющую собой отношение объема, занятого частицами, ко всему объему:
Ъп NA
(1.5)
16
Радиус частиц связан с параметрами Ni и Na следующим соотношением:
2 „. N.
r=«*t (L6)
Таким образом, для того, чтобы определить радиус сферических частиц, достаточно подсчитать число частиц, находящихся в произвольном сечении, и число пересечений с этими частицами произвольно проведенной прямой линии. Площадь частиц и длину отрезков пересечения измерять не нужно [32]. Мартин отмечает, что на практике приведенные зависимости можно использовать для приближенного измерения параметров структуры при условии, что разница в размерах частиц невелика. Учитывая выражения для Ny и / радиус частиц может быть определен также из выражения [26]
!У ' 0-7)
2NV
или
г=^- (1.8)
Щ
Средний размер сферических частиц второй фазы определяется соотношением
d = 2r (1.9)
В определенных условиях средний размер частиц второй фазы может быть определен непосредственно замером на фотоснимках. Важной особенностью, которую необходимо учитывать при исследовании частиц малого размера, является возможность оптических искажений, возникающих на их поверхности [30]. Вследствие травления приграничного слоя и дифракции света на краях маленьких частиц, в том числе на цементитных выделениях в сталях, имеет место кажущееся увеличение размера частиц. По мнению Бланка и Гледмана, применимость оптической микроскопии как метода получения данных для количественных измерений на образцах с размерами частиц меньше одного микрометра вызывает сомнение. Анализируя возможности светового микроскопа, М. А. Штремель показывает, что для частиц диаметром с?=2мкм ошибка в размере частиц, измеряемых на приборе с разрешением 0,2 мкм, будет не менее 20% [33]. При замере этого параметра на репликах аналогичную ошибку вносят неопределенности размеров зоны растрава и тени напыления.
Наиболее достоверные результаты позволяет получить метод просвечивающей электронной микроскопии фольг или реплик с извлеченными частицами. В случае применения экстракционных реплик изображение частицы произвольной формы на
s.
17 плоскости наблюдения, т. е. на экране электронного микроскопа, имеет размеры
наибольшей ее проекции при данной ориентировке, а размеры изображения сферической частицы соответствуют ее истинному диаметру [27]. В то же время даже просвечивающая электронная микроскопия имеет свои трудности, связанные, например, с изменением толщины фольги, выходом частиц на поверхность фольги и взаимным перекрытием отдельных частиц [30].
Электронная микроскопия позволяет определять не только непосредственно размеры частиц второй фазы, но и число частиц в единице объема [34]:
\т
(1.10)
где Na — число частиц на единице площади проекции; to — толщина фольги; d - средний диаметр сферических частиц.
При структурных исследованиях сплавов, содержащих частицы второй фазы, большое внимание уделяют межчастичному расстоянию. Этот параметр является функцией объемной доли / и диаметра частиц второй фазы. Следует различать так называемое среднее расстояние между частицами X (рис. 1, а) и среднюю длину пробега (СДП) между частицами [35, 36]. Последний параметр называют средним свободным промежутком между частицами [37]. Средняя длина свободного пробега представляет собой среднее расстояние между поверхностями частиц вдоль любой прямой линии. Для сплавов со случайным распределением частиц СДП не зависит от направления, в котором проведена линия, и
Рис. 1.1. Схема определения среднего расстояния между поверхностями частиц (а) и среднего свободного пробега между частицами (б).
определяется по формуле [36]
сдп =
(1.11)
или
¦_
3 /
(1.12) |
