Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Основные закономерности спекания порошковых систем в присутствии жидкой фазы 11
1.1 Классификация вариантов жидкофазного спекания 11
1.2 Термодинамическая характеристика порошковой системы при жидкофазном спекании 13
1.3 Процессы, происходящие при жидкофазном спекании 16
1.3.1 Перегруппировка частиц при жидкофазном спекании 17
1.3.2 Процесс растворения-осаждения 19
1.3.3 Образование жесткого каркаса . 22
1.4 Спекание порошков сплавов при сверхсолидусных температурах 24
1.4.1 Преимущества и недостатки метода 24
1.4.2 Особенности сверхсолидусного спекания 26
1.4.3 Требования к диаграммам состояния сплавов , 32
1.4.4 Области применения 36
Глава 2 Влияние способа получения быстрорежущей стали на ее структуру и свойства 38
2.1 Общая характеристика быстрорежущих сталей 38
2.2 Получение изделий методами литья 40
2.2.1 Краткая технико-экономическая характеристика 41
2.2.2 Стойкость литого режущего инструмента 44
2.2.3 Улучшение свойств литой быстрорежущей стали 47
2.3 Получение изделий из быстрорежущей стали методами порошковой металлургии 50
2.3.1 Структура и свойства распыленных порошков быстрорежущих сталей 52
2.3.2 Современные способы формования и спекания распыленных порошков быстрорежущих сталей 55
2.3.3 Сверхсолидусное спекание как перспективный метод обработки порошков быстрорежущих сталей 60
2.3.4 Факторы, влияющие на процесс сверхсолидусного спекания быстрорежущих сталей 62
2.4 Выводы 86
Глава 3 Исследование процессов, происходящих при спекании распыленных порошков быстроре жущей стали 10р6м5 в интервале температур солидус-ликвидус 88
3.1 Характеристика исходных материалов 88
3.2 Дифференциальный термический анализ порошков быстрорежущих сталей, как метод предварительной оценки режимов спекания 94
3.3 Кинетика усадки порошка стали I0P6M5 при спекании 103
3.4 Структурообразование при спекании 115
3.5 Влияние технологических факторов на свойства стали 10Р6М5, спеченной при сверхсолидусной температуре 140
3.6 Сопоставительный анализ кинетики и структурообразования при сверхсолидусном спекании газо-и воднораспыленных порошков быстрорежущей стали 10Р6М5 149
Глава 4 Пути улучшения характеристик быстрорежу щей стали, полученной спеканием в интерва ле температур солидус-ликвидус 165
4.1 Изучение влияния малых давлений на процессы уплотнения и структурообразования при сверхсолидусном спекании распыленной быстрорежущей стали 10Р6М5 165
4.1.1 Уплотнение порошков газораспыленной стали 10Р6М5 в условиях приложения малых давлений при спекании 166
4.1.2 Структурообразование в газораспыленной быстрорежущей стали 10Р6М5 при спекании под действием малых давлений... 178
4.2 Горячее изостатическое прессование (ГИП) образцов, полученных при сверхсолидусном спекании распыленной стали 10Р6М5 в присутствии различного количества жидкой фазы... 187
4.3 Влияние отжига спеченной стали 10Р6М5 и химического состава быстрорежущей стали на ее структуру 194
4.4 Регулирование параметра усадки 206
4.5 Получение биметаллических материалов, лазерная обработка поверхности 209
4.6 Технологические схемы производства изделий из порошков быстрорежущих сталей 220
Глава 5 Применение сверхсолидусного спекания к порошковым материалам на основе никеля и некоторых других металлов
5.1 Сверхсолидусное спекание порошков никелевого жаропрочного сплава ЭП 741НП 221
5.1.1 Влияние микролегирования на характер плавления жаропрочного сплава 226
5.2 Сверхсолидусное спекание сплава для напыления ПГ-10Н-01.. 231
5.3 Механическое легирование порошков как способ подготовки к сверхсолидусному спеканию 235
5.4 Алюмотермическое спекание порошков ПАП-2 как вариант сверхсолидусного спекания 245
Общие выводы 255
Литература
- Термодинамическая характеристика порошковой системы при жидкофазном спекании
- Краткая технико-экономическая характеристика
- Дифференциальный термический анализ порошков быстрорежущих сталей, как метод предварительной оценки режимов спекания
- Уплотнение порошков газораспыленной стали 10Р6М5 в условиях приложения малых давлений при спекании
Введение к работе
Актуальность работы. В порошковой металлургии среди ряда других проблем заметное место занимает проблема экономичного получения высокоплотных легированных материалов и изделий из них. Анализ современного состояния данной проблемы показывает, что наибольшие возможности для получения изделий из легированных материалов реализуются при использовании порошков готовых сплавов.
В настоящее время наиболее производительным, распространенным и недорогим методом получения порошков, в том числе легированных, является распыление расплава. Распыленные порошки благодаря высоким скоростям кристаллизации отличаются чистотой, равномерным и тонким распределением различных структурных составляющих и рядом других положительных черт, позволяющих получать из них изделия с высокими эксплуатационными характеристиками.
В зависимости от метода распыления получают порошки различной формы, размеров и свойств.
При использовании водного распыления расплава, получившего заметное распространение в последнее десятилетие, удается получать частицы неправильной формы, которые после восстановительного отжига пригодны для традиционного формования в стальных пресс-формах.
Однако распыление водой имеет и существенный недостаток - оно применимо лишь к расплавам металлов, не образующих трудно восстановимых окислов.
При использовании для распыления иных энергоносителей (распыление газами, метод вращающегося электрода и др.) чаще реализуется сферическая форма частиц. Такая форма предпочтительна для ряда технологических процессов, например, при производстве некоторых типов фильтров, но
при получении высокоплотных изделий из сферических порошков возникают существенные трудности из-за их плохой формуемости и низкой активности при спекании. Именно поэтому технологические схемы переработки сферических порошков связаны с использованием сложного специального оборудования (газостатов), многостадийны и, как правило, не безотходны, что сдерживает их более широкое использование.
Поэтому, как в России, так и за рубежом, продолжается поиск новых экономичных технологических решений, позволяющих получать высокоплотные изделия из распыленных порошков сферической формы.
Исследования, начатые в МАТИ им. К.Э. Циолковского в середине 80-х годов, показали, что перспективным путем решения указанной проблемы, открывающим к тому же новые возможности при создании композиционных материалов и изделий, может быть сверхсолидусное спекание распыленных порошков, в том числе сферической формы. Цель и задачи работы.
Целью работы является установление физико-химических закономерностей уплотнения и структурообразования порошковых быстрорежущих сталей при сверхсолидусном спекании и разработка на этой основе эффективных технологий получения высокоплотных материалов и изделий из них.
Выбор быстрорежущих сталей в качестве основного объекта исследований был обусловлен следующими причинами.
Во-первых, быстрорежущие стали - первый материал из класса высоколегированных, промышленное производство которых из порошков осуществляется в масштабах, сравнимых с масштабами производства аналогичных материалов методами традиционной металлургической технологии, в связи с чем имеется большая номенклатура промышленно выпускаемых порошков,
Во-вторых, производство быстрорежущей стали является потребителем дефицитных вольфрама, молибдена, кобальта и ванадия и, следовательно, вопросы экономичной переработки порошков стоят здесь особенно остро.
В третьих, быстрорежущие стали хорошо изучены, обладают широким интервалом плавления и поэтому являются хорошей моделью для изучения процесса сверхсолидусного спекания. Это позволит с небольшими изменениями распространить полученные закономерности на более широкий спектр сплавов.
Для достижения поставленной цели и в связи с отсутствием в научно-технической литературе систематизированной информации, требующейся для практической реализации технологии сверхсолидусного спекания, необходимо было решить следующие основные задачи:
1.Изучить особенности сверхсолидусного спекания сплавов и его возможности по сравнению с традиционным жидкофазньш спеканием порошковых смесей;
Исследовать кинетику и раскрыть механизмы уплотнения и структу-рообразования при сверхсолидусном спекании;
Оценить уровень физико-механических характеристик получаемых материалов и влияние на них основных технологических факторов;
Определить влияние химического состава сталей, воздействия давления во время и после спекания и некоторых других дополнительных факторов на процесс спекания и характеристики получаемых материалов;
5.Сформулировать технологические рекомендации по изготовлению изделий из распыленных порошков.
Научная новизна состоит в следующем:
1. Установлено, что сверхсолидусное спекание свободно насыпанных порошков быстрорежущих сталей без какого-либо дополнительного воздействия в состоянии обеспечить их 100 % уплотнение. Подтверждена применимость теории Кинджери для анализа кинетики сверхсолидусного спекания. Выявлен двухстадииныи механизм уплотнения при спекании распыленных порошков стали 10Р6М5: на первой стадии уплотнение достигается за счет перефуппировки частиц, на второй - оно определяется механизмом раство-
рения-осаждения. Обнаруженное аномально низкое значение коэффициента в уравнения Кинджери, равное 0,94, объяснено особенностями микроструктуры порошков.
2. Методами высокотемпературной металлографии и микро-
рентгенослектрального анализа показано, что интенсивное спекание распы
ленных порошков достигается благодаря оплавлению в частицах тонкой, раз
ветвленной пространственной сетки, в которой в основном концентрируют
ся карбидообразующие легирующие элементы.
Более высокая скорость уплотнения при спекании распыленных порошков по сравнению с традиционным жидкофазным спеканием связана с дисперсно-матричным характером распределения в них фаз, обеспечивающего резкую интенсификацию процессов диффузионного массопереноса. Формирование структуры при этом осуществляется параллельно идущими процессами коалесценции зерен тугоплавкой фазы и растворения-осаждения, причем при температурах выше 1290С в стали 10Р6М5 эти процессы лимитируются переносом вещества через жидкую фазу.
3. В работе впервые изучено влияние малых давлений на процессы уп
лотнения и структурообразования при сверхсолидусном спекании газорас
пыленных порошков быстрорежущей стали 10Р6М5 и при этом установлено
следующее:
за счет разрушения имеющихся в порошковой засыпке арок и мостиков под действием давления происходит повсеместное залечивание пространственных пустот, что приводит к интенсификации процесса уплотнения и ликвидации грубых эвтектических зон в структуре спеченной стали;
максимальный эффект от приложения нагрузки реализуется в период появления в системе жидкой фазы, когда явление коалесценции еще не получает заметного развития.
4. Обнаружено, что сдерживающее влияние вольфрама на рост зерна в
быстрорежущих сталях сохраняется и при сверхсолидусных температурах.
Повышенное содержание вольфрама (более 10%) в стали при сверхсолидус-ном спекании обеспечивает при прочих равных условиях формирование мелкозернистой структуры, необходимой для режущего инструмента. Практическая значимость работы.
1. Разработана малоотходная технология изготовления высокоплотных
изделий различной формы из распыленных порошков быстрорежущих ста
лей, основанная на сверхсолидусном спекании.
Она позволяет получать длинномерные, тонкостенные, биметаллические изделия, а также соединять спекаемый материал с керамическими элементами, что недоступно или затруднительно для традиционных методов порошковой металлургии. Технология может быть применена к другим распыленным легированным материалам.
Разработан вариант технологии, включающий сверхсолидусное спекание газо- и воднораспыленных порошков до устранения открытой пористости и последующее горячее изостатическое прессование (ТИП) спеченных заготовок, обеспечивающее получение материала с близкой к 100% плотностью при сохранении мелкозернистой структуры стали. В отличие от традиционного ГИП данный вариант технологии не требует изготовления капсул, их вакуумирования и последующего удаления.
Уровень свойств, достигнутый на материалах, полученных спеканием распыленных порошков в интервале температур солидус-ликвидус, позволяет рекомендовать их для изготовления деталей, работающих при повышенных (до 600С) температурах, умеренных нагрузках и требующих высокой твердости и износостойкости.
При применении дополнительной обработки (ГИП, лазерная обработка поверхности) или использовании специальных составов получаемые материалы, благодаря своим улучшенным структурным характеристикам, могут использоваться и для изготовления режущего инструмента.
4. Предложена методика выбора порошковых материалов, пригодных для данной технологии, и режимов их спекания, основанная на использовании метода дифференциального термического анализа.
Термодинамическая характеристика порошковой системы при жидкофазном спекании
Из уравнения (1.1), учитывая, что AF должно быть меньше нуля, следует-. .При отсутствии влияния энтропийного фактора (т.е. при AS = 0) самопроизвольно могут протекать только процессы, отвечающие уменьшению внутренней энергии системы, т.е. при Ли 0. .В изолированных системах, в которых нет изменения внутренней энергии (AU = 0), самопроизвольно могут протекать только процессы, сопровождающиеся возрастанием энтропии S, т.е. при AS 0.
В общем случае, описанном в литературе [1-3,5], AF определяется суммарным влиянием одновременного изменения и U и S. При этом к уменьшению внутренней энергии системы приводят процессы, связанные с усилением агрегации вещества: механическая перегруппировка частиц расплавом, их коалесценция, твердофазное припекание, рекристаллизация и рост зерен, устранение дефектов кристаллической решетки, релаксация напряжений, кристаллизация расплава.
Возрастанию энтропии в свою очередь способствуют процессы, связанные с дезагрегацией: плавление твердой фазы, дезинтеграция твердых частиц расплавом, растворение твердых частиц в расплаве, контактное плавление частиц, гетеродиффузия, процессы растворения осаждения, образование твердых растворов из смесей порошков.
Согласно существующим представлениям [1-5], конкретный механизм спекания определяется в основном значениями меж фазных энергий на поверхности раздела фаз твердое тело-газ, жидкость-газ, твердое тело-жидкость, твердое тело-твердое тело, а также способностью компонентов твердой фазы растворяться в жидкой.
Для характеристики энергетического состояния поверхности используют понятие поверхностного натяжения (от). Поверхностное натяжение определяется как работа изотермического образования 1см 2 поверхности данного вещества на границе раздела с другой фазой и, следовательно, представляет собой свободную поверхностную энергию единицы площади: a = AF/As , (1.2) где AF — изменение свободной поверхностной энергии; As — соответствующее изменение площади поверхностного слоя. При анализе влияния значений межфазных энергий на процессы жидкофазного спекания пользуются безразмерными величинами - косинусами краевого угла смачивания Э и двугранного угла ср: cos Є - (о\г - о-)/о-жг, (1.3) cos ф/2 = Отт/2отж, (1.4) где отг, Ожт, а-гг и стж - поверхностные натяжения соответственно на межфазных границах твердое тело-газ, жидкость-газ, твердое тело-твердое тело, твердое тело-жидкость. Из уравнения (1.3) следует, что при 0 0 я/2 имеет место частичная, а при 9 » 0 - полная замена поверхности твердое тело-газ поверхностью твердое тело-жидкость.
Анализ уравнения (1.4) показывает, что при атж 1/2(7 л ф 0, а при am 1/2 Сттт ни одно значение не удовлетворяет уравнению. В этом случае жидкость будет проникать по границам раздела частиц твердой фазы, контактная поверхность твердое тело-твердое тело исчезает и останется только поверхность твердое тело-жидкость.
К настоящему времени установлено [1-5], что наибольший эффект от присутствия жидкой фазы получают в порошковых системах, где жидкость хорошо смачивает и ограниченно растворяет твердые частицы.
Процессы, происходящие при жидкофазном спекании
При спекании происходят сложные превращения, внешние проявления которых фиксируются кривой уплотнения. Обобщая данные авторов [6-22], спекание можно представить как совокупность простых по сути процессов или механизмов. Современные теоретические разработки и анализ получаемых экспериментальных данных, касающихся жидкофазного спекания, базируются в основном на представлениях о механизмах уплотнения и структурообразования, впервые изложенных в законченной форме Кенноном и Ленелем в 1953 году. Согласно этим представлениям, различают 3 стадии процесса жидкофазного спекания: 1)вязкое течение жидкости, перегруппировка частиц; 2)растворение-осаждение (иначе: перекристаллизация, химическая перегруппировка); 3)спекание в твердой фазе с образованием жесткого каркаса.
В зависимости от природы спекаемых материалов и количества присутствующей жидкости возможно преобладание того или иного процесса. Перегруппировка частиц при жидкофазном спекании Перегруппировка частиц обусловлена действием стягивающих сил, возникающих между частицами, разделенными прослойкой смачивающей их жидкой фазы [6,7].
При хорошей смачиваемости твердых частиц жидкостью между ними образуются искривленные поверхности жидкости-мениски, на которые действуют капиллярные силы, стремящиеся сблизить частицы [1,2], Проникая на контактные участки между твердыми частицами, жидкость резко уменьшает трение между ними и заклинивание. Появляется возможность перегруппировки частиц в положение, соответствующее наибольшей плотности их упаковки. Этот процесс, как правило, протекает очень быстро и вносит основной вклад в усадку, обеспечивая высокое уплотнение [3,8,9]. Объем пор между твердыми частицами в зависимости от степени упаковки и размера частиц составляет 25-50%.
Краткая технико-экономическая характеристика
В качестве метода, позволяющего в ряде случаев решать проблему экономии дефицитных металлов и упрощения технологии, авторы [66,67] предлагают использовать точную отливку инструмента, не требующего обработки давлением.
Исторически сложилось так, что основное применение при производстве заготовок для инструмента получила ковка. Обязательная операция ковки быстрорежущей стали потребовала определенной корректировки химического состава стали, в частности, содержание углерода в ней было сни жено до минимального значения (0,6-0,65 %). Было замечено [61,67] , что между ковкостью быстрорежущей стали и ее оптимальным химическим составом (по производительности резания) существует явное противоречие.
Так, введение ряда добавок, которые могли бы повысить производительность резания стали, оказывается нежелательным, так как усложняет или делает невозможным процесс их ковки (например, введение бора, азота и ДР-) Еще в 1946 году Добровидов Д.Н., Розенберг A.M. и Яковлев Г.М., отмечая существующий разрыв между быстрорежущими сталями и твердыми сплавами по режущим свойствам и химическому составу, высказали предположение, что его можно было бы заполнить рядом сверхбыстрорежущих сталей, если бы их не надо было отжигать и ковать [68] .
Необходимость ковки крупных слитков, имеющих в своей структуре из-за медленной кристаллизации грубую эвтектическую сетку, не вызывает сомнения. Но с развитием точных методов литья (по выплавляемым моделям, с применением коркового литья, отливки в кокиль), при которых слиток кристаллизуется относительно быстро, структура слитка становилась более однородной и мелкозернистой, а механические свойства заметно повышались [61,66,67,69]. Это открыло перспективы к получению некоторых видов инструмента без обработки ковкой, снятию ряда ограничений по химическому составу, экономии материала и людских ресурсов.
При точных методах отливки механическая обработка инструмента настолько упрощается, что для некоторых типов может быть сведена только к шлифованию и заточке.
В этом случае отпадает необходимость смягчающего отжига стали, и литой инструмент может изготовляться вообще без закалки, Технологический процесс будет состоять в литье и последующем отпуске или обработке холодом. В период с 1945 по начало 70-х годов в СССР и за рубежом велись ин тенсивные работы по производству и испытанию литого инструмента, что нашло отражение в многочисленных публикациях и сообщениях.
Анализ этих работ, выполненный И.А.Ревисом и Т.А.Лебедевым [67], показал, что самые разнообразные виды литого инструмента (резцы, зенкера, фрезы и долбяки, сверла и нек.др.) из различных марок быстрорежущих сталей (Р18,Р9) обладают высокой режущей способностью при обработке материалов, включая трудно обрабатываемые титановые. Их стойкость, как правило, была на уровне кованого инструмента, а в ряде случаев и превосходила ее.
Результаты более поздних работ также свидетельствуют о правильности сделанного вывода. Так, в работе [70] отмечается, что применение литого инструмента сложной конфигурации для обработки металлов, стекла и пластмасс экономически целесообразно и все более расширяется. Из-за отсутствия анизотропии свойств литого материала литой инструмент имеет такую же или даже большую стойкость, чем инструмент из деформируемых сталей.
Изготовление крупных изделий рекомендуется в песчаных формах, мелких - литьем по выплавляемым моделям. Литье по выплавляемым моделям рекомендуют использовать и в работе [71] . При этом указывается, что торцевые фрезы, сверла, расточные резаки и др. инструмент можно изготовлять с допусками порядка .±0,075 мм. Такие инструменты на 20-30 % дешевле изготовленных другим способом, долговечность их в среднем на 60 % больше,, и они могут работать с более высокими скоростью и подачей материала. Технология использована на заводе High Alloy Div. Amforge Inc. (Agusa USA) для изготовления больших точных фрез около 150 видов из быстрорежущих сталей различных марок. Инструменты, изготовленные этим способом, имеют однородную структуру и в них отсутствуют напряжения и деформации, обычные для инструментов, полученных из проката.
Отмечается, что использование таких инструментов при обработке ма териала AISA 14340, используемого для изготовления деталей космической аппаратуры и инконеля 700, обеспечивает возможность увеличения параметров резания и повышение стойкости инструмента в 3 -4 раза.
Исследования, проведенные институтом "Укроргстанкинпром", и Харьковским инструментальным заводом, показали [72] , что применение литья по выплавляемым моделям экономически целесообразно не только в массовом, но и в мелкосерийном производстве.
Целесообразность использования литого инструмента подтверждена также длительной практикой его производства на Уральском и Ново-Краматорском машиностроительных заводах, Сестрорецком инструментальном и некоторых др. [66] .
Дифференциальный термический анализ порошков быстрорежущих сталей, как метод предварительной оценки режимов спекания
Время травления до выявления микроструктуры, определенное опытным путём, оказалось сильно зависящим от размера частиц и изменялось от 0,5 мин. для фракции -063+04 до 5 и более минут для фракции -01+0063. Металлографический анализ частиц выявил их дендритное строение, причем с уменьшением размера частиц дисперсность структуры возрастала. Средние расстояния между осями 2-го порядка дендритов были определены по фотографиям микроструктур не менее 10 частиц каждой фракции. Доверительный интервал для средних значений, необходимый в качестве оценки точности измерений, рассчитывали по формуле [173]: дХ=іЦЯ (3.1) где Sn - выборочное среднеквадратичное отклонение; tan коэффициент Стьюдента; и - объем выборки (в данном случае равный числу проанализированных частиц каждой фракции); а - доверительная вероятность.
Переход от дендритного параметра к скорости охлаждения осуществляли с помощью зависимости между этими величинами, установленной для быстрорежущих сталей в работе [94] и наиболее часто применяемой для аналогичных оценок [95,98] .
На тех же шлифах определена микротвердость частиц на приборе ПМТ-3 при нагрузке 1,96 Н (200 г.) и количестве замеров не менее 30 для каждой фракции. Результаты оценки скоростей охлаждения и микротвердости при доверительной вероятности 0,95 приведены в таблице 3.3.
Таким образом, анализ порошка I0P6M5 в состоянии поставки свидетельствует о наличии в нем частиц с широким диапазоном размеров и связанных с этим значительных различий в скоростях их охлаждения при распылении, структуре и микротвердости.
Дифференциальный термический анализ (ДТА) является эффективным методом изучения процессов, сопровождающихся тепловыми эффектами. В разделе 2.3 указывалось» что требования к температурному режиму при жидкофазном спекании в ряде случаев могут быть очень жесткими. Поэтому именно метод ДТА с его точной фиксацией момента появления жидкой фазы представляется наиболее подходящим для исследования спекания в интервале температур солидус-ликвидус, при котором особенно важен точный учет температурного интервала и характера плавления, а также влияния на них химического и фазового составов, скорости нагрева и др. факторов. 8000 7000 6000 50 о 100 200 300 400 ДФі Рис.3.4. Зависимость скорости охлаждения частиц и их микротвердости от среднего диаметра частиц по фракции. (О, П -данные работы [98]) Основные характеристики установки ДТА-5 (изготовитель ИМЕТ им. А.А.Байкова АН СССР), на которой выполнены исследования, приведены в таблице 3.4.
На рис.3.5 показано устройство рабочей ячейки установки. При принудительном и плавном нагреве помещенного в термостат (I) исследуемого образца (2) в случае протекания в нем каких-либо физико-химических превращений, связанных с поглощением или выделением энергии, его температура начинает отличаться от температуры окружающей среды и эталона (3). Эти отклонения фиксируются с помощью дифференциальной термопары (4) и графопостроителя Н-306. За один сравнительно кратковременный эксперимент обнаруживаются все энергетические превращения, которые испытывает вещество в исследуемом интервале температур. Благодаря этому высокопроизводительные полуавтоматические установки ДТА все шире используются для контроля материалов, включая решение различных задач непосредственно на производстве [174]. 1-термостат 2 - исследуемый образец 3 - эталон 4 - дифференциальная термопара Запись кривых ДТА нагрева и охлаждения порошков быстрорежущих сталей (рис.3.6) осуществляли при следующих условиях: защитная атмосфера - гелий марки ОСЧ при начальном избыточном давлении 0,02 МПа. Заполнение камеры гелием производилось после предварительного ее вакуумирования до ОД Па. Навеска порошка - 0,5 г. Материал эталона -отожженный компактный вольфрам. Для удобства загрузки материалов в анализатор, предотвращения взаимодействия с ними термопар, а также в связи с необходимостью плавления порошков, исследуемые вещества и эталон помещали в тигли из оксида алюминия, инертного по отношению к ним. Скорость нагрева и охлаждения варьировалась от 25 до 125 К/мин. Регистрация температуры в печи осуществлялась с помощью ветви дифференциальной термопары, подведенной к исследуемому образцу. Для учета возможного из-за наличия тигля запаздывания сигнала о начале превращения, наряду с заводской градуировкой термопар, в соответствии с рекомендациями [174] снималась градуировочная зависимость по точкам плавления чистых металлов непосредственно на установке. Эту операцию повторяли при каждой смене термопар. Как правило, различия между двумя градуировками не превышали 5 градусов.
Как видно из рис.3.6, для всех проанализированных порошков сталей характерен широкий температурный интервал плавления от температуры-1250 до 1450 С, включающий несколько стадий. Наблюдаемый характер плавления и кристаллизации стали 10Р6М5 хорошо согласуется с диаграммой состояния Fe (6 %W, 5 %Мо , 2 % V, 4 %Сг ) - С (рис.3.7), предложенной авторами [175] для описания фазовых равновесий в вольфрамомолибденовых сталях, и с существующими представлениями о процессах, происходящих в этих сталях [176,177] . Согласно данным этих работ, первый пик на кривой ДТА нагрева связан с плавлением эвтектики -y+K-»L; второй - с перитектнческими превращениями, сначала четырехфазным - у+К— L+5, а затем трехфазным - у —» L+5, и, наконец,
Уплотнение порошков газораспыленной стали 10Р6М5 в условиях приложения малых давлений при спекании
Проведенный металлографический анализ позволил обнаружить многочисленные участки структуры с характерными для коалесценции сросшимися или срастающимися зернами. Учитывая, что в плоскость шлифа попадает лишь часть из контактов, которые могут иметь эти зерна, следует признать коалесценцию процессом, охватывающим значительную долю зерен в структуре материала.
На рис.3.19 б показана подлинная межзеренная граница сросшихся зерен. Граница другого вида - с тонкой прослойкой карбидной фазы и сопутствующей ей темной приграничной зоной — представлена на рис.3.20. Наличие таких границ видимо связано с сечением зерен плоскостью шлифа ниже или выше места их контакта.
Границы первого вида относительно редко встречаются в образцах, спеченных при 1290 С. Их доля возрастает с увеличением выдержки, а при повышенной температуре спекания такие границы преобладают в структуре (рис.3.22). Это свидетельствует о том, что с увеличением времени и температуры спекания площадь контактов между зернами растет и они чаще попадают в плоскость шлифа.
Если различие в ориентации существенно, коалесценция все равно происходит.
Изучение микроструктуры спеченных образцов и сопоставление полученных результатов с данными других авторов [10,22] позволяет заключить, что в этом случае коалесценция зерен начинается с образования мостика-перемычки между соседними зернами. Если эти мостики принимают макроскопические размеры, они становятся отчетливо видны даже при относительно небольшом увеличении (рис.3.23). Очевидно, образованию таких мостиков способствуют параллельно идущие процессы растворения-осаждения. Дальнейшее развитие контакта между зернами, вероятнее всего, происходит по классической схеме-путем перехода атомов со свободных поверхностей с избыточной поверхностной энергией в узкие щели-ка 133 пилляры между зернами, причем, согласно проведенной выше оценке, этот переход контролируется переносом вещества через жидкую фазу.
Срастание зерен идет до тех пор, пока двугранный угол (р, образованный межфазными поверхностями смежных зерен не достигает значения, определяемого соотношением поверхностных энергий в соответствии с уравнением 1А Как можно судить из рис.3.19 а, 3.20 а, 3.21 и, особенно, 3.22,для изучаемой системы этот угол близок к 120.
Установленный факт протекания в данной системе процесса коа-лесценции объясняет и резкое огрубление структуры при нагреве образцов от Тсолвдуса до температуры изотермической выдержки, представленное на рис.3.15 пунктирной линией. Действительно, из сущности коалесценции следует, что для ее реализации важно соответствие кристаллографических ориентации зерен. Поэтому, взаимное перемещение зерен, сопровождающее действие сил капиллярного сжатия на 1-й стадии уплотнения, увеличивают возможность сближения зерен, их поворота и образования благоприятных для коалесценции ориентационных соотношений между ними. Особенно велика эта возможность в нашем случае, когда исходные зерна при появлении жидкой фазы весьма малы. Все эти доводы позволяют сделать вывод, что быстрый рост зерна в первые минуты появления жидкой фазы (средняя скорость роста зерна = 20 мкм/мин) обусловлен интенсивным процессом коалесценции зерен. Дополнительным свидетельством факта коалесценции в этот период является наличие в зернах включений (рис.3.19), по составу соответствующих жидкой фазе (см. табл.3.6).
Существование включений жидкой фазы внутри зерен твердой фазы наблюдалось во многих системах и, как указывается в работах [17,20], является доказательством наличия коалесценции. "Захлопывание" включений жидкой фазы срастающимися зернами наиболее вероятно в начальный период спекания, когда зерна малы, но и на более поздних стадиях оно также обнаруживается. На рис.3.19 такое "захлопывающееся" включение показано стрелкой под номером 4.
Кроме проанализированных размерных изменений в структуре материала при спекании, обращает на себя внимание значительное различие в морфологии карбидных фаз образцов, спеченных при разных температурах. Как следует из рис.3.19-3.21, кристаллизация жидкой фазы в образцах, спеченных при 1290 С, практически не сопровождается образованием эвтектики. Видимо, при использованной скорости охлаждения (50 /мин) в тонких прослойках жидкой фазы, которые имеют место в данном случае, аустенит эвтектики кристаллизуется на поверхности имеющихся рядом зерен, а карбидная составляющая эвтектики концентрируется между ними. Лишь в отдельных участках структуры, где жидкая фаза оказалась менее равномерно распределена между зернами, наблюдалась ярко выраженная скелетная эвтектика (рис.3.24).
