СТРУКТУРА И НЯКОИ СВОЙСТВА НА ТВЪРДОФАЗНО БОРИРАНИ С ФЕРОБОР ИНСТРУМЕНТАЛНИ СТОМАНИ

Abstract

In this study the characteristics of the saturated areas of solid boronized in ferrobore-containing mixture tool steels are compared. The microstructural appearance, microhardness distribution as well as the phase structure of the boronized tool steel substrates (У13, 9ХС, Х12) in one and the same solid state conditions аre revealed. Аs а result some conclusions for other boronized layers’ properties are drown.
Key words: solid boronizing, ferrobore, tool steels, microstructure, phase structure, microhardness;

Full text

36

37

38

39
СТРУКТУРА И НЯКОИ СВОЙСТВА НА ТВЪРДОФАЗНО БОРИРАНИ С ФЕРОБОР
ИНСТРУМЕНТАЛНИ СТОМАНИ
Данаил Николов Maрия Николова
РУ“Ангел Кънчев“,
гр. Русе, ул. “Студентска” №8, 7017
Резюме
В настоящата работа са разгледани особеностите на наситените зони, получени след
твърдофазно бориране с феробор на подложки от инструментални стомани. Сравнени са
микроструктурата, фазовия състав и твърдостта на пробни тела от стомани У13,9ХС и Х12,
подложени на твърдофазно бориране при еднакви условия. Направени са и някои изводи за други
вероятни свойства на боридните слоеве.
Ключови думи:, твърдофазно бориране; феробор; инструментални стомани,
микроструктура; фазов състав; микротвърдост;
Въведение
Борирането е химико-термичен процес,
при който химичният елемент бор в атомарно
състояние дифундира в повърхностния слой най-
често на изделия от метали и сплави. Едни от
първите данни за процеса бориране на стомана се
откриват в изследвания на Н. П. Чижевский през
1915 г. като се отбелязва изключително високата
твърдост на боридните слоеве. Това дава повод
да се предполага, че е възможно практически да
се приложи процеса на борна „цементация”
върху изделия от желязо-въглеродни сплави. Век
по-късно борирането е един от най-
перспективните методи за нанасяне на
дифузионен повърхностен слой, който повишава
многократно абразивната износоустойчивост на
инструменти и детайли, а с това и техния
експлоатационен срок на работа. Целта на
настоящата работа е изследване на структурата и
някои свойства на боридни слоеве, получени по
твърдофазен метод от прахова смес, съдержаща
феробор.
Методика на изследването
Използвани са пробни тела от три марки
инструментални стомани - У13, Х12, 9ХС с
приблизителни размери 14,5х14,5x10 mm.
Масовото съотношение на ферробора към
кварцовия пясък за бориране в херметически
затворения муфел с размер 210 х 380 х155mm, е
1:1 За активатор на процеса се използва NaF в
съотношение 5% от масата на сместа феробор-
кварцов пясък. Температурите на режима е 950°С
и задържане след достигане на работната
температура 6 часа. Процесът е проведен в
електросъпротивителна пещ със селитови
нагреватели KS 600/25 и мощност 25 kW.
Охлаждането на ретортата е на спокоен въздух,
без принудителна циркулация.
Повърхностната твърдост на пробните
тела се измерва с преносим ултразвуков
твърдомер “Krautkramer” – Германия и
натоварване 1кg, а микротвърдостта - с
микротвърдомер ПМТ-3 с натоварване 100g.
Структурните характеристики на зоните след
насищането се изследват с помощта на оптичен
микроскоп Epityp-2 и Olympus BX-41M.
Фазовият състав се определя с ренгенов
дифрактометър URD-6, работещ с железен катод.
Резултати и обсъждане
 Микроструктурен анализ
След проведен режим на бориране на пробно
тяло от стомана У13 при температура от 950°С за
6 часа, (фиг. 1) сърцевината на пробата е
изградена от уедрени перлитни зърна с
пластинчата структура и изразена цементитна
мрежа, което предполага ниски механични
качества, сравнени с тези при състояние на
доставка (сфероидален, зърнест перлит) и не е
подходяща за работещ на ударно натоварване
инструмент. Зоната под Fe2B слоя в литературата
се нарича „преходна”, а образуването й е в
резултат от изтласкването на въглерода по посока
на сърцевината от дифундиращия бор.
Наблюдава се разкъсване цялостта на
цементитанта мрежа и оформянето на сфероидни
цементитни зърна в преходната зона, която
започва приблизително на 250 m от

40
повърхността на пробата. Повишеното
количество на цементита в дифузионната зона се
обяснява с увеличаването на въглеродния
потенциал в преходната зона [1,2].
а) б)
Фиг. 1 Микроструктура на стомана У13, бориране при 950°С а) 6 часов режим,(х200); б) 6 часа бориране,
(х400);
Тук под самия бориден слой се образува
зона от цементит с примеси от перлит и Fe2B
фаза. Този факт предполага по-висока твърдост
на преходната зона. Според някои автори това
води до лесно разрушаване на борирания слой
поради крехкостта на преходната зона. Други
автори посочват, че високата твърдост на
преходната зона има важна роля за добрата
адхезия на боридния слой с подложката. Toва не
може да се уточни, докато не се конкретизира и
свърже с определена марка стомана, режим на
бориране, количество, форма и разположение на
цементита или други карбиди в преходната зона,
последваща термична обработка, а също така и
определени експериментални изследвания,
свързани със здравината на зонатa.
Приблизителната дебелина на преходната зона е
около 150m. На разстояние от около 110 μm от
повърхността на пробата завършва слоя от Fe2B.
Той е равномерен и плътен, като границита му е с
характерани зъбовидни форми, насочени
перпендикулярно на повърхността по посока на
сърцевината. Наблюдаваните по-тъмни петна в
тази зона се дължат на окисляване на
микрошлифа от проявяващия разтвор.
Сърцевината на пробата е изградена от едри
зърна пластинчат перлит със силно изразена
цементитна мрежа. Слоят FeB не е ясно различим
върху микрошлифа, но данните от
рентгенограмата доказват категорично
съществуването на фазата. Дълбочината на
свързания бориден слой (FeB и Fe2B) е
приблизително около 110 μm.
а) б)
Фиг. 2. Микроструктура на стомана 9ХС , бориране при 950°С а) 6 часов режим, (х200); б) 6 часа бориране,
(х400);
След проведен 6 часов режим на
бориране на пробно тяло от марка 9ХС (фиг.2) в
сърцевината се наблюдава структура, подобна на
тази при доставка. Преходната зона започва
приблизително на около 190-200 μm от края на
микрошлифа. Перлитната структура е с
пластинчата морфология като размерите на
колониите са значително по-малки в сравнение с

41
тези наблюдавани в сърцевината на марка У13.
Тази дисперсност вероятно се дължи на
легираността на перлита с хром, което е пряко
свързано с ограничаване на уедряването на
аустенитните зърна. Количеството на карбидите,
които най-вероятно са от цементитен тип, е по-
голямо отколкото в сърцевината, като нараства
по посока на Fe2В слоя. В зоната на границата
между Fe2В зоната и на металните карбиди
количеството на последните е около 4 пъти
повече, отколкото в границата на преходната
зона със сърцевината. Fe2В слоят започва на
разстояние от около 65-70 μm от повърхността на
микрошлифа, а във вътрешната се наблюдава
характерната зъбовидна структура. Налице е
ивичност на карбидното разположение в
дълбочина, перпендикулярно на повърхността.
Границата между Fe2B слоя и FeB слоя не
е различима. Доказателството за съществуване на
FeB фаза са данни от ренгенографския анализ на
борираната проба. Налични са микропукнатини
на отстояние между 15 – 20 μm от ръба на
микрошлифа, разположени най-често успоредно
на него (фиг.2б). Причините за появата на тези
пукнатини в конкретната зона са разликата в
коефициентите на топлинно разширение на Fe2B
и FeB, по-високата крехкост на FeB и
действащите натискови напрежения в борирания
слой [1,5]. Общата дълбочина на борираната зона
е около 65-70 μm.
Сравнението на дълбочината на
боридните слоеве, получени върху подложка от
марки У13 и съответно 9ХС показва, че
наличието на легиращите елементи ограничават
нарастването на слоя. Микроструктурата на
сърцевината е изградена от пластинчат перлит и
сфероидални карбиди. Механичните
характеристики на подобна структура на
подложката не може да осигури оптимална
работа на инструмент изработен от стоманата, а
се налага допълнително термично обработване.
а) б)
Фиг. 3. Микроструктура на стомана Х12, бориране при 950°С а) 6 часов режим, (х200); б) 6 часа бориране,
(х400);
При стомана Х12 се наблюдава структура
в сърцевината подобна на структурата на същата
марка стомана след гореща пластична
деформация [3]. Освен легирания перлит се
открояват карбиди от вида (Fe,Cr)7C3 с остри
краища и изтеглени по оста на протеклата гореща
пластична деформация. При 6 часово задържане
карбидите са с по-малки размери и по-заоблени
краища. Дължи се на протичащите процеси на
сфероидизация, но посоката на изтегляне остава
различима само в първичните карбиди с по-голям
размер. Преходната зона и тук е трудно
различима. Приблизително на около 70 μm от
повърхността на пробата и на около 30 μm от
борирания слоя се забелязва струпване на
зърнести карбиди, които са около 4 пъти повече
от количеството им в сърцевината. Между
карбидите под слоя се забелязват и Fe2B фази,
както и останали желязохромови карбиди в
свързаната зона. На дълбочина около 40 μm от
повърхността на пробата е разположен слой от
Fe2B фаза. Слоят се характеризира с добра
плътност само във външния край и зъбовидни
зони, насочени перпендикулярно на подложката,
но с по-малка дължина и са със заоблени върхове
в сравнение с тези при 9ХС и У13 боридни
структури. Това може да се дължи на високата
концентрация на хром в химичния състав на
стоманата, който затруднява дифузията на бора в
подложката и ограничава „нахлуването” му по
дифузионните канали. Именно поради това и

42
полученият бориден слой е и с по-малка
дълбочина. На микрошлифа визуално не се
различава наличието на FeB слой, но данните от
рентгенограмата показват наличие на тази фаза.
Установено е, че структурата на около 15 μm от
ръба на пробата се наблюдават и
микропукнатини. След разглеждане на
рентгенограмата може само да се предполага, че
високата крехкост се дължи на наличието на
свързан слой от FeB.
 Фазов анализ
а) б)
в)
Фиг. 4. Схема на рентгенограма на пробни тела от стомана У13, 9ХС и Х12, борирани при 950 °С и задържане 6
часа.
При пробата от стомана У13
рентгенограмата показва наличие на Fe2B и FeB
фази като пиковете на FeB фазата са повече на
брой, но с по-малки интензитети. Преобладава
количеството на Fe2B фазата. Вероятно вече има
и наличие на слой от фазата FeB на
повърхността. Причината за по-късното
образуване на FeB фаза, освен по-високото
съдържание на бора в нея (В -16,23 %), е
вероятно и в по-ниската концентрация на бор във
феробора – 18,17 %. От гледна точка на
практическото приложение този факт има своята
положителна страна тъй като FeB фазата е по-
крехката от двете бор-съдържащи фази. В
работни условия при по-големи натоварвания за
предпочитане е наличието само на Fe2B фаза.
Данните от рентгенограмата на 9ХС
показват наличие на FeB и Fe2B фази. Пиковете
на фазата Fe2B са с по-голям интензитет, което
предполага, че слоят от тази фаза е
преобладаващ. Пиковете на FeB са с по-нисък
интензитет, но са отчетливи. Обяснението за
това вероятно е в наличието на легиращите
елементи – хром (0,95...1,25 %) и силиций
(1,20...1,60 %). И двата химични елемента забавят
дифузията на бора. Сравнени с данните от
рентгенограмата на 6 часа борирана проба от
стомана У13, тук пиковете на FeB са по-малко на
брой. Този факт показва, че легиращите елементи
Cr и Si забавят образуването на бориден слой,
като затрудняват дифузията на бора в матрицата.
Данните от рентгенограмата на борирана
проба от Х12 показват наличие на FeB и Fe2B,
както и на карбиди на хрома от вида Ме7С3.
Пиковете на хромовите карбиди съвпадат с
пиковете на Fe2B фазата, но тяхното присъствие е
резонно за конкретната марка и не се подлага на
съмнение съществуването им. Tук възниква
въпроса дали рентгеновите лъчи могат да
достигнат до хромовите карбиди в подложката.

43
Литературните данни посочват, че при борирана
стомана марка 4Х13 в FeB фазата и най-вече в
Fe2B фазата могат да се открият хромови
карбиди, макар и в по-малко количество от това в
сърцевината [4]. В подкрепа на това твърдение е
и факта, че хромовите карбиди в стомана марка
Х12 основно са от вида Ме7С3. Данните на
рентгенограмата посочват наличие именно на
този вид карбиди [3]. В този случай пиковете с
по-висок интензитет са на фазата FeB. Този факт
е закономерен и очакван при по-продължително
бориране на високохромови стомани. Поради
затруднената дифузия на бора, боридният слой е
с малка дълбочина и по-висока концентрацията
на бор във външната си част. Това е причината
бързо да се достигне до 16,23 % В, за да се
оформи слой от FeB фаза.
 Твърдост
Измерените с ултразвуков твърдомер DHV 10
Krautkrämer макротвърдости са представени в
табл.1. Посочените данни не са осреднени
стойности, а най-високите измерени. Предвид
данните от измерванията не може да се твърди,
че посочените стойности отговарят на
действителната твърдост на слоя. При
няколкократното измерване на твърдостта на
дадената марка стомана стойностите не се
повтарят и често не са близки по големина. Това
вероятно се дължи на неравномерност на
повърхностния свързан слой по дебелина, както и
крехкостта на зоната.
.
Най-висока микротвърдост е отчетена
при стомана У13 (HV0,11993) (фиг.5), следвана от
9ХС (HV0,11667) и най-ниска при Х12
(HV0,11319). Кривата на микротвърдостта на
стомана У13 е над другите две криви поради по-
голямата микротвърдост и дълбочина на
боридния слой. Твърдостта на преходните зони е
в границите от HV0,1629 в близост до Fe2B слоя,
до около HV0,1350 в близост до сърцевината.
Кривите на марки 9ХС и Х12 са близко
разположени.Трите криви на микротвърдостта се
пресичат само в зоната на сърцевината. Очаквано
сърцевината на стомна Х12 е с най-висока
твърдост след бавно охлаждане (HV0,1 320), а най-
ниска е сърцевината на стомана У13 (HV0,1 245).
Наблюдава се и висока крехкост във външната
зона на боридния слой на пробните тела от Х12
и 9ХС. От казаното до тук могат да се изведат
следните закономерности: 1) с увеличаване
количеството на легиращите елементи в
химичният състав на стоманите намалява
максималната микротвърдост на боридния слой;
2) с увеличаване количеството на легиращите
елементи в химичният състав на стоманите се
увеличава микротвърдостта на преходната зона.
Преди да се направят изводи, важно е да
се отбележи, че в ред обратен от този на
максималните микротвърдости марките стомани
се подреждат по крехкост на слоя. Боридният
слой на пробни тела от стомани Х12 и 9ХС имат
висока крехкост във външната си зона. Това
прави измерването на пробата неточно поради
пропадане на индентора. Не е изключено това да
се дължи на неплътен или по-тънък слой от FeB,
което предполага, че е възможно да съществуват
повърхностни зони с по-високи максимални
твърдости от измерените.
Mарка стомана
6 часов режим
[HV1]
У13
905
9ХС
825
Х12
875
Табл.1. Измерени макротвърдости на повърхността на
пробните тела
Фиг. 5 Микротвърдости на борирани проби от
стомани У13, 9ХС и Х12, режим 6 часа при 950 °С

44
Констатации и изводи
1. При твърдофазно бориране в смес от феробор
и кварцов пясък 1:1 с добавени 5% активатор
NaF, време на задържане 6 часа и работна
температура от 950 °С, се образува свързан
бориден слой с достатъчна дебелина и твърдост.
Свързаната зона е двуфазна (FeB и Fe2B), с
типична и позната структура перпендикулярно на
подложката;
2. При 6 часово задържане се образува дълбок
боридния слой, съдържащ слой от FeB фаза на
повърхността, което повишава максималната
повърхностна твърдост;
3. С увеличаване на количеството на легиращите
елементи (особено на хрома) и въглерода в
химичния състав на изследваните марки стомани
намалява дълбочината на боридния слой. Заедно
с това намалява и неговата плътност;
4. Нарастването на количеството на легиращите
елементи и особено хрома в химичния състав на
изследваните стомани води до увеличаване на
крехкостта на боридния слой;
5. Непосредствено под боридния слой се
образува преходна зона, която има различен
химичен състав от състава на подложката –
увеличава се съдържанието на въглерод и
легиращи елементи в нея. При по-продължителен
режим на бориране дълбочината на преходната
зона незначително се увеличава;
6. Формираните нормализирани структури на
подложките след бориране изискват
допълнително закаляване и отвръщане на
инструментите за получаване на нужното
уякчаване и здравина.
Литература:
[1] Мичев В.С., Тошков В.Ц., Димитров В. М.,
„Химико-термично обработване на стомани”,Техника,
София,1981;
[2] Минкевич А.Н., „Химико-термическая обработка
металлов и сплавов”, Машиностроение, Москва, 1965
[3] Schrader A., Rose A., “Металлография железа ΙΙ,
структура сталей”, превод Металлургия, Москва, 1972
[4] Dybkov V.I., Goncharuk L.V., Khoruzha V.G.,
Meleshevich K.A., Samelyuk A.V,Sidorko V.R., “Growth
Kinetics of Boride Layers on Iron-Chromium Alloys and
their Dry Abrasive Wear Resistance”, Kyiv, Ukraine;
[5] Похмурский В. И. – „Коррозионно-усталостная
прочностъ сталей и методы ее повышения”;
издателство Наукова думка, Киев, 1974.
STRACTURAL CHARACTERISTICS AND SOME PROPERTIES OF BORONIZED IN FERROBORE-
CONTAINING SOLID STATE TOOL STEELS
Danail Nikolov, Мaria Nikolova
Abstract:
In this study the characteristics of the saturated areas of solid boronized in ferrobore-containing
mixture tool steels are compared. The microstructural appearance, microhardness distribution as well as the
phase structure of the boronized tool steel substrates (У13, 9ХС, Х12) in one and the same solid state
conditions аre revealed. Аs а result some conclusions for other boronized layers’ properties are drown.
Key words: solid boronizing, ferrobore, tool steels, microstructure, phase structure, microhardness;

45