Содержание к диссертации
Введение
1. Методы упрочнения порошковых износостойких конструкционных сталей (литературный обзор) 10
1.1. Поведение сталей в условиях трения и изнашивания 10
1.2. Упрочнение порошковых сталей
1.2.1. Особенности термической обработки порошковых сталей 25
1.2.2. Порошковые стали, упрочненные твердой Фазой 33
1.3. Постановка задачи 37
2. Методики экспериментов и исследований 40
2.1. Определение плотности и пористости 40
2.2. Определение механических свойств 40
2.3. Методические особенности определения вязкости разрушения порошковых материалов 41
2.4. Микрорентгеноспектральный анализ 43
2.5. Рентгенографический анализ 44
2.6. Определение содержания углерода 44
2.7. Металлографический анализ 44
2.8. Определение триботехнических свойств 45
2.9. Определение абразивостойкости 46
2.10. Испытания на специфический износ по Огоши 2.11. Методика построения диаграмм изотермического распада переохлажденного аустенита 47
2.12. Методика определения усталостных характеристик сталей 48
2.13. Методика определения критических точек 48
2.14. Методика приготовления опытных образцов 49
3. Прогнозирование структуры порошковых концентрационно неоднородных сталей с метастабильным аустенитом 51
3.1. Определение неоднородности распределения легирующих элементов в порошковых никелевых сталях 51
3.2. Изучение распада переохлажденного аустенита 59
3.3. Исследование закономерностей мартенситного превращения 80
4. Поведение при нагружении порошковых mac 85
4.1. Влияние исходных компонентов и технологических факторов на конструкционную прочность MAC 85
4.2. Роль никеля и углерода в порошковых концентрационно-неоднородных MAC 91
4.3. Усталостное и динамическое разрушение сталей со структурой метастабильного аустенита 105
4.4. Термическая и термомеханическая обработка MAC 123
4 5. Композиционные материалы на основе mac 141
5,1. Исследование вклада карбида титана в формирование структуры ферротиков на основе MAC 141
5.2; Конструктивная прочность и износостойкость карбидосталей с метастабильным аустенитом 155
6. Практическое применение результатов работы 173
6.1. Технология изготовления элементов защитных сооружений из высокопрочных порошковых MAC 173
6.2. Технология изготовления износостойких ремонтных деталей для нефтедобывающей промышленности 176
6.3. Технология изготовления гарнитуры для тонкого помола древесной массы из ферротика на основе порошковой MAC 179
Общие выводы 183
Библиография
- Особенности термической обработки порошковых сталей
- Методические особенности определения вязкости разрушения порошковых материалов
- Изучение распада переохлажденного аустенита
- Усталостное и динамическое разрушение сталей со структурой метастабильного аустенита
Особенности термической обработки порошковых сталей
Одной из главных проблем современного материаловедения является создание сталей, сочетающих высокие значения прочности, вязкости и износостойкости. Порошковая металлургия как ни какой другой метод подходит для решения подобных задач, так как позволяет создавать структурно-неоднородные материалы для различных условий эксплуатации, в частности, в условиях износа. Влияние физико-механических свойств на структуру и износостойкость неоднозначно. Пределы прочности и текучести, твердость не всегда определяют уровень износостойкости материала, но во многих случаях существует линейная зависимость износостойкости от твердости HV, что отражено в структуре формул, определяющих интенсивность изнашивания при усталостном и абразивном износе. Независимо от типа разрушения (хрупкий или вязкий) с повышением твердости износостойкость подавляющего большинства сталей увеличивается.
Согласно С1,2] одному значению предела прочности и предела текучести соответствует несколько разных значений износостойкости стали одного состава. На износостойкость стали влияют не только прочностные характеристики, но и структура, соответствующая этой характеристике. Зависимость износостойкости закаленных сталей от температуры отпуска имеет сложный характер и это объясняется во многом изменениями структуры и механических свойств закаленной стали при отпуске,
Структура отожженных углеродистых сталей представляет собой смесь феррита и перлита (для дозвтектоидных сталей) или перлита и цементита (для зазвтектоидных сталей). Авторы работы СЗ] предположили., что если твердость смеси компонентов может быть определена по правилу аддитивности, то и износостойкость смеси также подчиняется этому правилу, Если известны значения износостойкости Феррита, перлита и цементита, а также их количественное соотношение в сплаве, то износостойкость сплавов можно определить согласно правилу аддитивности. Позднее это правило распространили и на многофазные системы [43, Если расположить структурные составляющие по возрастанию износостойкости, то получится ряд; феррит, перлит, сорбит, троостит, мартенсит и мартенсите-аустенит. Таким образом, наименьшей износостойкостью обладают сплавы со структурой феррита и перлита, а наибольшей - со структурой мартенсита и мартенсите-аустенита в присутствии цементитной фазы.
Известно, что твердость закаленных и отпущенных углеродистых сталей находится в прямой зависимости от размера карбидных частиц, определяющего протяженность поверхности раздела. Установлено опытом, что с повышением степени дисперсности карбидных частиц повышается износостойкость стали. При одинаковой дисперсности более высокую! износостойкость имеет сталь с большим содержанием углерода СЗ],
Механические свойства поверхности твердых тел зависят от состояния окружающей среды, а именно от наличия пленок жидкостей, состава газовой среды, а также оксидных пленок на поверхности, Эффекты Ребиндера, Иоффе, Роско и Крамера, связанные с физической - їй адсорбцией или хемосорбцией активных компонентов среды на поверхности твердого тела, в одних случаях упрочняют поверхность, в других способствуют процессам разрушения [53. При трении существенные изменения в материале приповерхностного рабочего слоя возникают под влиянием деформации и температуры, повышающейся в результате перехода механической энергии в тепловую. Тонкий поверхностный слой при трении деформируется [83, в результате на начальной стадии нагружения у поверхности создается упрочненный слой. Эти явления подтверждены многими экспериментальными данными Е7, 83.
Процессы изменения свойств поверхностных слоев материалов при трении зачастую протекают в условиях относительно высоких температур и давлений. В том случае, когда температура, на поверхности трения превосходит критические точки структурных превращений (например, А-1, Аз для стали) [93, процесс трения сопровождается локальными фазовыми превращениями. Если температура ниже критической, то в малых объемах закаленной стали могут происходить процессы отпуска. Свойства новой структуры зависят от свойств исходной структуры и от условий трения. Например, количество ауотенита, формирующегося в результате вторичной закалки в поверхностных слоях материала, определяется исходной структурой и химическим составом стали, концентрацией легирующих элементов в аустените, давлением на контакте.
Методические особенности определения вязкости разрушения порошковых материалов
Сопоставление экспериментальных и прогнозируемых значений V при замене карбонильного никеля на электролитический представлены в знаменателе таблицы 3.4 для стали ПК40Н4. Как видно из таблицы обсуждаемый подход позволяет с достаточной для практических целей точностью прогнозировать неоднородность распределения никеля в порошковых МАС.
Вычисления по выражениям 3.4 - 3.14 показали, что для достижения оптимальных механических свойств при температуре 1200 С (температура приемлемая для промышленного использования) продолжительность спекания композиций на основе порошков технического железа и применения карбонильного никеля должна составлять: для стали ПК40Н4 - 4 ч, ПК40Н6 -6ч, ПК40Н9 -8ч, ПК40Н12 - 10 ч, ПК30Н15 - 15 ч. Полученные результаты использованы в последующих исследованиях для выбора температуры и продолжительности спекания.
Итак, предложена методика прогнозирования концентрационной неоднородности порошковых МАС, установлен асимптотически логарифмический нормальный закон распределения никеля, показана возможность применения данной методики при замене одной марки порошка легирующей добавки на другую.
Основной путь получения требуемых свойств материалов состоит в реализации заданного структурного состава и требуемого распределения фаз. Традиционное прогнозирование фазового состава сталей осуществляют посредством построения диаграмм распада переохлажденного аустенита.
Диаграммы изотермического распада аустенита сталей, легированных никелем в интервале концентраций никеля (4-9 %) и молибдена (0 - 0,5 %) с концентрационной неоднородностью распределения никеля УНІ= 0,2 - 0,45 и молибдена VMO= 0,7, строили на анизомет-ре Акулова [1443 по методике, представленной в главе 2. Пористость варьировали от 4 до 24 %, при этом удельная поверхность пор была в интервале 0,023-0,078 мкм-1, дисперсность составляла от 0,16 до 0,76 мкм-1, а средний размер пор изменялся от 9,1 до 19,9 мкм.
Пористая структура может быть также характеризоваться фрактальной размерностью: Df - показатель степени в выражении (3.15). По определению [154], Df можно определить, если представить площадь (объем) объекта в виде: S(V) = RDf , (3.15) где S(V) - площадь (объем), R- радиус. Построение диаграмм распада аустенита было этапом работы по созданию концентрационно-неоднородных сталей с аустенитно-мартен - 60 ситной структурой, а поскольку даже при 4 % никеля термообработка не во всех случаях позволяет исключить превращение по диффузионному механизму, то за начало отсчета была выбрана среднеуглеро-дистая сталь ПК40Н4, которая и имела минимальную устойчивость аустенита при всех значениях пористости (рисунки 3.1,3.2; таблица 3.5). Как видно из рисунков 3.1, 3.2 и таблицы 3.5 по мере роста пористости уменьшается продолжительность инкубационного периода и раньше завершается перлитное превращение. Разделение влияния пористости и концентрационной неоднородности было достигнуто за счет построения диаграмм изотермического распада аустенита при фиксированных значениях коэффициента вариации концентрации и различных значениях пористости. Поскольку этот прием был использован для всех исследованных сталей, то появилась возможность сопоставления диаграмм с различной концентрацией никеля.
Микроструктура стали ПК40Н4 при П = 4 % (рисунок 3.3) после изотермической выдержки при t = 300 С представляет собой сорби-то-трооститную структуру с микротвердостью 210-360 HV, после выдержки при t = 400 С - основная структурная составляющая сорбит (180-240 HV), и наконец, при t = 550 С микроструктура представляет сорбито-перлит (180-205 HV). Повышение пористости (слабо) влияет на микротвердость структурных составляющих, так при П = 22 % (рисунок 3.4) после изотермических выдержек при температурах t = 250 С и t = 600 С микроструктура представляет сорбито-троос-тит (190-360 HV) и перлит (200-250 HV) с небольшими участками феррита соответственно.
Изучение распада переохлажденного аустенита
В настоящем разделе изучали роль никеля и углерода в процессах формирования структуры и механических свойств концентрацион-но-неоднородных MAC.
Пористость и концентрационная неоднородность резко ускоряют распад аустенита в перлитном и беинитном температурных интервалах ї - ос перехода, но слабо влияют на положение мартенситных точек [90,91,160,1613, Этот факт не может быть объяснен только на основании связи между пористостью и деформативными характеристиками, поскольку, обычно в сталях при весьма существенной концентрационной неоднородности смещение мартенситных точек относительно невелико. Такой результат мы связываем с кривизной поверхности пор, которая понижает термодинамическую стабильность фазы [1523, в данном случае аустенита, и, следовательно, повышает температуру термодинамического равновесия с которой закономерно связаны мар-тенситные точки. Повышенная концентрация никеля на поверхности пор увеличивает стабильность аустенита в этих областях. Таким образом пористость и концентрационная неоднородность распределения никеля в какой-то мере компенсируют вклад друг друга,
В соответствии с результатами главы 3 и первого параграфа главы 4 для каждой стали выбрапи свой уровень концентрационной неоднородности: при содержании никеля 4 % - VNi = 0,53; в 9 % никелевой стали - УМІ = 0,13; для 15 % никелевой стали VNi = 0,10. Установлено, что в интервале концентраций никеля 4-9 % максимальные показатели механических свойств приходятся на достаточно узкие концентрационные интервалы содержания углерода. Это обусловлено заданным распределением никеля. Чем выше его концентрация, тем ниже допустимая величина коэффициента вариации, поскольку высокая концентрационная неоднородность может привести к стабилизации аустенита в локальных микрообъемах даже при его относительно малом содержании в стали.
Экспериментально доказано [91], что никель первоначально диффундирует по границам пор, поэтому получаемая за реальное время спекания концентрационная неоднородность распределения никеля незначительно сказывается на положении мартенситных точек. С другой стороны, при нагружении напряжения на дефектах, основным из которых являются поры, многократно превышают номинальные величины, следовательно, можно ожидать и повышения точек деформационного мартенситного перехода, а это, в свою очередь, благоприятно влияет на степень к - от перехода.
Количественный фазовый состав сталей с метастабильным аусте-нитом (табл.4.7) определяли 2 методами - магнитометрическим и рентгенографическим.При подготовке к рентгеновской съемке любое воздействие на образец - химическое, электрохимическое, механи - 93 ческое, термическое приводило к фазовому превращению, и как следствие, к некоторому снижению количества Ї - фазы в образце. Так, например, химическое травление на глубину 100 - 200 мкм привело к практически полному распаду метастабильного аустенита. Магнитометрическим методом содержание остаточного аустенита определяли для всего образца в целом, при этом какой - либо предварительной обработки не требовалось.
У всех сталей наблюдается по мере роста концентрации углерода переход от бесструктурного мартенсита к игольчатому, причем с повышением содержания никеля игольчатый мартенсит появляется при более низкой концентрации углерода.
Фотографии типичных состояний микроструктуры 4 % никелевой стали представлены на рисунке 4.1, основные структурные составляющие - мартенсит и аустенит (15 % при содержании углерода 0,45 %, по данным рентгеноструктурного анализа). По мере роста концентрации углерода изменяется морфология мартенсита, увеличивается размер элементов структуры, появляются участки цементита. Эти факторы во многом и предопределяют понижение показателей механических свойств, возможно также проявляется неблагоприятное влияние неполного превращения остаточного аустенита Аост рисунок 4.2, хотя использованные рентгеновские исследования позволяют лишь оценить количество Аост- На рисунке 4.2 г содержание Аост в зоне разрушения - примерно 10-15 %. Следует также отметить, что наибольшие значения ударной вязкости и трещиностойкости приходятся примерно на 0,4 % С, а прочности и пластичности на 0,5 % С, рисунок 4.3.
Похожую картину наблюдшш и у стали с 9 % никеля, рисунки 4.4-4.6. Отличия состояли лишь в достижении оптимума всех исследованных показателей механических свойств при близкой концентрации углерода в интервале 0,5-0,6 % (исключая относительное удлинение, наибольшее значение которого приходится на 0,4 % С). Принято считать [162J, что именно 9 % никеля обеспечивает повышенную прочность и вязкость среднеуглеродистых сталей, а стабилизаторы ос-фазы необходимы, главным образом, для исключения остаточного аустенита. В порошковых MAC, благодаря указанным выше особенностям структуры, оптимальная концентрационная неоднородность соответствует полному распаду аустенита при испытании механических свойств, а доля мартенсита деформации составляет 35 %. Это означает отсутствие необходимости введения кобальта.
Усталостное и динамическое разрушение сталей со структурой метастабильного аустенита
Для выяснения механизма образования каркаса, образцы из стали ПА-ЖГрН12 + 20 % TiC были спечены при температурах 1100 и 1300 UC. Независимо от марки порошка никеля, остаточная пористость при обеих температурах не отличалась более чем на 1 %, в то время как изменение пористости при повышении температуры от 1100 С (23-24 %) до 1300 С (18-19 %) составило примерно 5 %.
Следовательно, формирование карбидного каркаса, препятствующего понижению пористости, связано с образованием жидкой фазы на ранней стадии спекания до завершения усадки. При низком содержании карбидной фазы (5-10 %) вид порошка никеля не оказывает никакого влияния на плотность изделий. Это связано с тем, что каркас, препятствующий усадке, образуется только в случае контакта между собой частиц карбидов, т.е. только при относительно большой доле карбидной фазы. Как видно из таблицы 5.3, резкое понижение плотности наблюдается при содержании карбидной фазы более 10 % (карбонильный никель).
Существует несколько подходов, связывающих абразивостойкость сталей и механические свойства [179]. Представленные на рисунке 5.4 данные доказывают применимость формулы, предложенной Хрущевым [4], устанавливающей обратно пропорциональную зависимость между потерей массы образца и его твердостью, которую варьировали за счет изменения пористости и содержания компонентов, и для сталей с метастабильной матрицей
Слабое влияние карбидной фазы на износостойкость при ее концентрации более 10 %. можно объяснить из следующих соображений. Предположим равномерное распределение частиц упрочняющей фазы, в карбидостали, тогда для кубической ячейки при среднем размере зерен карбида титана б мкм расстояние между ними будет изменяться
Частицы абразива изнашивают материал сильнее тогда, когда они, внедряясь в сталь, не встречают сопротивления частиц упрочняющей фазы. В этом случае критерием перехода материала к состоянию с более высокой износостойкостью является расстояние между частицами карбида титана L (мкм), сопоставленное с размером абразивных частиц- продуктов.износа d, т.е. износостойкость резко повышается, если L меньше области частицы абразива, внедрившегося в карбидосталь. В результате взаимодействия абразива и стали, внедрившаяся частица откалывается, схема представлена на рисунке 5.6. По размеру отколовшихся частиц можно судить об области контакта. В первом приближении область контакта составит примерно d, где d - размер отколовшейся частицы. В обсуждаемом случае наиболее вероятный размер частиц 4 мкм. Тогда критерий перехода в состояние с высокой износостойкостью может быть представлен как: L d. Другими словами, если частицы абразива скользят по дисперсной твердой фазе, не проникая глубоко в стальную матрицу, то износ материала невелик и слабо зависит от объемной доли карбидов. Из сопоставления рисунка 5.5 и таблицы 5.4 следует, что в рассматриваемом опыте критическая величина L = d = 4 мкм соответствует 9 % масс, карбида титана. Экспериментально установлено (рисунок 5.2), резкое падение износостойкости сплава, содержащего 8 % дисперсной фазы.
Следующий скачок износостойкости следует ожидать при L = 0,25-0,5 мкм, соответствующем 46-41 % об., т.е. 35-31 % (масс.) карбидной фазы. Именно при такой концентрации ПС в работе С1253 отмечено существенное увеличение стойкости против абразивного изнашивания .
Итак, сочетание высоких физико-механических свойств и абразивостойкости достигнуто на метастабильных никелевых ферротиках, спеченных в вакууме, содержащих 10-20 %. (масс.) карбида титана, для легирования материала предпочтительно применять электролитический порошок никеля, а сопротивление абразивному изнашиванию возрастает в тех случаях, когда малое расстояние между включениями дисперсной фазы исключает проникновение основной массы частиц абразива в стальную матрицу.
В настоящем разделе исследована связь между структурой, фазовыми превращениями и свойствами низколегированных порошковых карбидосталей со структурой метастабильного аустенита, спеченных в водороде при температуре 1150-1200 С.
Физико-механические свойства никелевых карбидосталей представлены в таблице 5.5. Из таблицы видно, что уменьшение содержания карбидной фазы с 10 до 5 % при одновременном введении 2 % стекла привело к снижению пористости на 4 - 6 % и улучшению вязкости сталей. Изменение содержания никеля с 4 до 9 % повысило как прочность, так и вязкость материалов. В целом бидисперсные составы [180] даже при большем содержании ПС имели лучшую ударную вязкость.
Металлографическим анализом выявлены в структуре: мартенсит, аустенит и карбидная фаза (ТіС), а в случае добавок стекла и фазы на его основе (рисунки 5.7, 5.8). Микротвердость мартенситно-аус-тенитной смеси стали ПК70Н4 + 10 %, ПС (содержание углерода 0,9 %) изменялась в пределах 220 - 320 HV, стали ПК70Н6 + 10 % ТІС -360 - 510 HV (содержание углерода 0,79 %), стали ПК70Н9 + 10 % ПС - 310-530 HV (содержание углерода 0,65 %), при этом доля остаточного аустенита по данным рентгеноструктурного анализа составила 39 - 49 %. Пониженная микротвердость ПК70Н4 + 10 % ТіС объясняются, видимо, неполным превращением аустенита в мартенсит при вдавливании алмазного индентора С621 из-за повышенной концентрации углерода
