<<
>>

Термическая обработка порошковых сталей

Установлено, что помимо скорости на фазовые и структурные превращения в стали зависят также от дисперсности составляющих ее фаз, пластической деформации и прочих факторов. В порошковых сталях к таким факторам относятся также исходный размер частиц порошковых компонентов и пористость спеченных изделий [57].

Порошковые стали отличаются повышенной дефектностью. Из-за наличия пор изменяется термодинамическое состояние порошковых сталей, повышается свободная энергия и понижается работа, необходимая на образование зародышей новой фазы. В результате даже незначительное увеличение тепловой мощности при нагреве выше точки А1 вызвает образование зародышей аустенита.

Между тем, процесс эвтектоидного превращения замедляет присутствие избыточных фаз феррита и цементита, которое вызвано сохранением в порошковых сталях межчастичных границ. Избыточные фазы, изолированные межчастичными границами наблюдаются до более высоких температур.

Высокая концентрация дефектов структуры, низкая энергия активации атомов на поверхности пор и высокая химическая неоднородность приводит к увеличению свободной энергии в порошковых сталях. Это может служить одной из причин понижения температуры начала превращения tH.

Тем самым создаются условия для повышения числа центров зародышей аустенита на дефектных участках и уменьшения работы их образования.

Неоднородность структуры по величине зерна также может служить причиной интенсификации эвтектоидного превращения. Это связано с наличием мелких зерен, на границах которых быстрее, чем в крупных зернах достигается критическая концентрация углерода [57-59].

Исходя из вышесказанного, следует, что в порошковых сталях структурно-кинетических фактор играет важную роль.

Размер действительного зерна (полученного после горячей обработки стали) зависит от размера аустенитного зерна. Чем крупнее зерно аустенита, тем более крупные зерна имеют продукты распада аустенита.

Различают два вида сталей: наследственно мелкозернистые и наследственно крупнозернистые.

Карбидообразующие элементы в легированных сталях независимо от их собственного влияния на прочность межатомной связи в решетке γ-железа снижают склонность к росту аустенитного зерна за счет связывания углерода в карбиды и соответственно уменьшения его содержания в твердом растворе. При одновременном легировании стали несколькими элементами их влияние на склонность к росту зерна аустенита изменяется вследствие взаимодействия электронных конфигураций их атомов между собой.

Поры в порошковых сталях оказываю существенное влияние на зарождение центров и склонность к росту аустенитных зерен. Поры затормаживают движение границ зерен, но в то же время, если поры мелкие,

то движение границ может привести к исчезновению поры на пути их движения, т. е. к залечиванию поры. Поэтому на кинетику роста зерна аустенита оказывают влияние не вообще поры, а только те, размеры которых не превосходят критические.

Следовательно, в одних и тех же условиях кинетика роста зерна аустенита порошковых сталей зависит от большого числа факторов.

Влияние легирующих элементов на фазовые превращения проявляется в их воздействии на карбидную фазу и твердые растворы. Карбидообразующие элементы повышают устойчивость карбидов и затрудняют аустенитизацию, большинство из них повышают критические точки Aci и АС3. Некарбидообразующие элементы ускоряют образование аустенита, понижают критические точки. К росту зерна аустенита приводит введение графита, который за счет восстановления при спекании увеличивает межчастичные контакты и способствует более равномерному прохождению диффузионных процессов [60].

Легирующие элементы в порошковых сталях оказывают влияние на состояние межчастичных границ и способствуют их «рассасыванию», введение легирующих элементов может приводить к росту зерна аустенита, в особенности при высокотемпературном спекании. Так, никель до температур спекания 1100 0С способствует измельчению зерна аустенита, при спекании выше 1100 0С наблюдается повышение склонности к росту зерен аустенита.

Медь независимо от температуры способствует росту зе рен аустенита, который интенсифицируется с повышением температуры спекания.

Наличие молибдена в порошковой стали до 0,2— 0,25 % практически не оказывает влияния на рост зерна аустенита. При увеличении содержания молибдена наблюдается большая разнозернистость аустенита и рост его зерен. Введение до 1% молибдена способствует увеличению размера зерен и

разнозернистости. Структурные особенности порошковых сталей оказывают влияние на кинетику фазовых превращений при охлаждении. Увеличение пористости и дисперсности исходных частиц железа, наоборот, повышает точку Аг1.

При исследовании кинетики превращения переохлажденного аустенита порошковых доэвтектоидной и заэвтектоидной сталей (аустенитизация при 925 0С, в течение 30 мин) установлено аналогичное влияние: увеличение пористости также смещает С-образные кривые влево, а интервал минимальной устойчивости — в сторону повышенных температур.

Наибольшей устойчивостью обладает аустенит порошковой стали эвтектоидиого состава. При отклонении содержания углерода в стали от эвтектоидного при этих температурах уменьшается инкубационный период и общее время превращения [61].

С увеличением пористости твердость мартенсита уменьшается и наблюдается ее большой разброс.

Установлено, что при одном и том же

содержании углерода в

пористости приводит к

стали, закаленной на мартенсит, увеличение

снижению его тетрагональности.

Увеличение

дисперсности

частиц

исходных порошков также способствует повышению температуры точки Мн. Однако твердость закаленных изделий, изготовленных из дисперсных порошков, при той же пористости выше на 200—300 МПа.

Поэтому при мартенситном превращении аустенита в порошковых сталях возрастает роль внутренних факторов, влияющих на кинетику превращения.

Никель (как и при изотермическом превращении) повышает устойчивость аустенита, понижает температуру начала и конца превращения, значительно расширяет интервал температур превращения.

Он повышает тве рдость продуктов распада аустенита, а понижая температуру начала ма

ртенситного превращения — точку Мн, увеличивает количество

остаточного аустенита в порошковых сталях.

Медь, подобно никелю, сохраняя вид изотермических и термокинетических диаграмм, повышает устойчивость аустенита, но в меньшей мере, чем никель. При увеличении пористости и уменьшении содержания углерода в медистых сталях уменьшается время инкубационного периода, повышаются температуры минимальной

устойчивости аустенита и начала мартенситного превращения, уменьшаются время превращения аустенита и твердость продуктов превращения. Наиболее существенное влияние на кинетику превращения аустенита оказывают карбидообразующие элементы (хром, молибден, вольфрам и др.). При наличии в стали карбидообразующих элементов в области перлитного превращения возрастает время инкубационного периода и время полного распада. Диаграммы изотермического превращения, как правило, имеют две области перлитного и бейнитного превращения, разделенные областью повышенной устойчивости аустенита в промежуточном интервале температур. С увеличением пористости общее время превращения аустенита уменьшается, а диаграмма превращения смещается в область повешенных температур [61 -63].

Из анализа термокинетических диаграмм превращения аустенита порошковой стали СП80М0,25 следует, что, при непрерывном охлаждении молибден оказывает сильное влияние на температуру конца превращения при непрерывном охлаждении, расширяет температурный интервал превращения. Так как молибден уменьшает разницу свободных энергий при превращении аустенита и перлита, он понижает дисперсность структур перлитного типа, способствует образованию при распаде так называемого морщинистого (грубопластинчатого) феррита. В то же время влияние пористости на

устойчивость аустенита в сложнолегироваиных сталях проявляется значительнее, чем в углеродистых сталях.

Устойчивость аустенита повышает одноверменное введение 2% никеля и 2% меди в порошковую сталь с 0,8% либо введение в исходную порошковую шихту 0,25 - 0,5 % молибдена, что изменяет кинетику превращения аустенита.

Анализируя термокинетические диаграммы легированных порошковых сталей можно установить, что на устойчивость аустенита при непрерывном охлаждении существенное влияние оказывает выбор легирующих элементов. Повышение стойкости аустенита отмечается в порошковых легированных сталях, при введении в состав порошковой шихты карбидообразующих элементов, с увеличением содержания которых устойчивость аустенита в порошковых сталях растет [64].

Большое влияние на устойчивость аустенита сложнолегированных сталей оказывает температура спекания. Повышение температуры начала мартенситного превращения — точки Мн — приводит к самоотпуску легированного мартенсита, к уменьшению его тетрагональностя, понижению твердости. Значительная химическая неоднородность сталей, из сложнолегированных порошковых смесей приводит к образованию нерастворимых вплоть до температур плавления карбидов типа Ме3С3, Ме7С8 и Ме23Сб, что резко уменьшает (по сравнению с аналогичными литыми сталями) инкубационный период, увеличивает критическую скорость закалки; в результате этого даже при больших скоростях охлаждения в сложнолегированных сталях наряду с мартенситом могут появляться участки троостита. Наличие нерастворенных карбидов обедняет твердый раствор по содержанию углерода, понижает твердость.

В качестве закалочных сред при термической обработке порошковых деталей применяются вода и масло, реже соленая вода. В

связи с тем, что масло обладает невысокой охлаждающей способностью, а критическая скорость закалки порошковых сталей выше, чем у соответствующих кованых сталей, и она возрастает с увеличением пористости, то охлаждение в масле при закалке в большинстве случаев не обеспечивает получения мартенситной структуры, а соответственно и высокой прочности и твердости.

Чаще всего для порошковых углеродистых сталей в качестве охлаждающей жидкости используют воду, которая имеет рядом преимуществ по сравнению с другими охлаждающими жидкостями: высокая охлаждающая способность в интервале температур 650—550 0С, подавляет диффузионное превращение аустенита, но при имеются и недостатки: не обеспечивает равномерного охлаждения заготовок в области температур 3 00—100 0С из-за образования вокруг охлаждаемых изделий устойчивой паровой рубашки, что способствует появлению в закаленных изделиях внутренних напряжений, а также трещин и «мягких» пятен на их поверхности [64-66], аналогичные эффекты наблюдаются при закалке в соленой воде.

Поэтому для закалки легированных порошковых сталей чаще всего рекомендуется использовать закалочное масло.

К основным технологическим режимам формирующих механические свойства закаленных порошковых легированных сталей, относятся температура и время нагрева изделий под закалку. Данные технологические режимы определяют структуру, твердость и однородность аустенита. Для порошковых сталей оптимальной температурой закалки является температурный интервал, который позволяет получить максимальную твердость заготовки. Данный температурный интервал выбирается в зависимости от пористости порошковой заготовки. Он выбирается обычно на 60—120 0С выше соответствующих критических точек компактных сталей аналогичного химического состава [67].

Структурные особенности как компактных, так и порошковых сталей оказывают существенное влияние на закаливаемость. Закаливаемость - это способность стали приобретать после закалки высокую твердость и прочность. В компактных сталях закаливаемость зависит и полноты превращения аустенита в мартенсит. Закаливаемость компактной углеродистой стали сильно зависит от содержания углерода, а также полноты превращения аустенита в мартенсит. У легированных сталей закаливаемость зависит: от содержания углерода, от количества и природы легирующих элементов, содержания в них различных примесей. В порошковых сталях на закаливаемость оказывает существенное влияние пористость, а также технология проведения закалки. В порошковых сталях при некачественной закалке имеет место образование мягких пятен, разброс твердости и обезуглероживание изделий. Разброс твердости в порошковых сталях может быть из-за неравномерного распределение углерода и плотности по объему изделия, влияние пор, распределение легирующих элементов и т. п.

Т.к. при закалке сталей в их объеме возникают большие внутренние напряжения, из-за которых сталь становится хрупкой и может разрушаться от ударных и изгибающих нагрузок. Поэтому для снятия закалочных напряжений проводится отпуск, который придает стали необходимую пластичность и вязкость. Отпуск это одна из операций термической обработки. Отпуск - это нагрев закаленной стали до температуры значительно ниже критической точки Al, выдержка заготовки при этой температуре до полного прогрева и последующее охлаждение заготовки.

При отпуске закаленной стали в ней совершается ряд структурных превращений. В области температур от 100 до 200 °С происходит переход тетрагонального мартенсита в кубический. Этот процесс сопровождается некоторым сокращением объема стали, понижением твердости на 2-3 HRG3и резким уменьшением хрупкости. После такого отпуска игольчатое строение

мартенсита сохраняется, но иглы становятся менее резкими, размытыми. Такая структура носит название отпущенного мартенсита. Отпуск стали при температуре 100-200 °С называется низким отпуском, он очень широко применяется на практике для изделий, работающих на истирание без резких динамических нагрузок.

При нагреве закаленной стали в области температур 250-300 °С происходит переход остаточного аустенита в мартенсит. Процесс этот, связанный с увеличением объема стали, вызывает внутренние напряжения [68, 69].

При дальнейшем повышении температуры отпуска происходит непрерывный распад мартенсита с образованием феррито-цементитной смеси, структура которой называется трооститом отпуска или сорбитом отпуска. Если в процессе закалки при распаде аустенита цементит в феррито - цементитной смеси имеет форму пластинок, то при отпуске при распаде мартенсита частички цементита получают форму не пластинок, а глобулей. Такое строение при одинаковой твердости прочности стали отличается повышенной ударной вязкостью. Поэтому для получения изделий из конструкционной стали, обладающей большой прочностью при высокой вязкости, их закаливают и отпускают на заданную твердость и прочность при температуре 400-600 °С. Такой отпуск называется средним отпуском, а вся операция, связанная с закалкой и средним отпуском, называется улучшением стали.

При нагреве закаленной стали выше 600-650 °С происходит процесс укрупнения частичек цементита и переход троостито-сорбитной структуры в зернистый перлит. Такой отпуск называется высоким отпуском.

Существенное отличие порошковых закаленных сталей от компактных в том, что твердость и у порошковых сталей и у компактных сталей после закалки повышается, а вот прочность либо повышается незначительно. Такая

зависимость прочности при закалке порошковых сталей может быть объяснена так. В результате мартенситного превращения при закалке порошковых сталей возникают напряжения: термические или

деформационные, которые возникают из-за неравномерного распределения температуры по объему изделия, их еще называют макроскопическими, также имеются фазовые напряжения, связанные с изменением объема, их называют микроскопические и субмикроскопические. Они обусловлены искажением кристаллической структуры. Определенное влияние для порошковых сталей при закалке оказывают поры, их размер и форма. Они влияют на величину и распределения закалочных напряжений, на межчастичные границы и химическую неоднородность аустенита, а также на неравномерность распределения внутренних напряжений, особенно их пояление возле пор. Все это снижает вязкость и способствует хрупкому разрушению порошковых сталей [70].

Степень воздействия внутренних напряжений на характер разрушения и прочность закаленных сталей, величина напряжений определяются составом и пористостью стали, температурой начала мартенситного превращения — точкой Мн. В связи с тем, что с увеличением пористости точка Мн повышается (и более значительно) в углеродистых сталях, это способствует самоотпуску мартенсита, уменьшению его тетрагональности, частичному снятию внутренних напряжений, более равномерному их распределению. Так как в легированных сталях температура точки Мн значительно ниже, чем в углеродистых, то при этом сохраняются тетрагональность мартенсита, а также величина и характер распределения внутренних напряжений практически до комнатных температур, что приводит к падению прочности и хрупкому разрушению.

При закалке в масло происходит уменьщение уровня внутренних напряжений, что способствует повышению прочности при некотором снижении твердости, по сравнению с закалкой в воду [71].

Отпуск способствует снятию закалочных напряжений, а следовательно и повышению прочности закаленных сталей. Для порошковых сталей максимальная прочность наблюдается после отпуска при температурах 200­450 °С.

При использовании порошковых сталей для изготовления высокопрочных и износостойких деталей требуется значительная прокаленная зона. За характеристику способности закаливаться на определенную глубину принимается прокаливаемость, под которой понимают глубину проникновения закалки от охлаждаемой поверхности к сердцевине изделия.

C развитием ускорительной техники и ростом мощности ускорителей электронов стала возможной высокопроизводительная энергосберегающая термообработка изделий из сталей и сплавов ускоренными электронами на воздухе. Этот вид термообработки называется радиационно-термической обработкой (РТО).

РТО является инновационной электронно-лучевой технологией повышения свойств изделий из металлов. Глубина энерговыделения электронов (до 10 мм), то есть нагрева металла без участия теплопроводности может быть сравнима с рабочим слоем изделия. Это позволяет осуществлять термообработку в импульсном режиме и получать рабочие слои на поверхности изделий с качественно новой наноструктурой материала. Стали и сплавы с такой структурой обладают высокой твердостью и одновременно повышенной ударной вязкостью. Такое сочетание свойств недостижимо при других видах термообработки. Технология находит применение для повышения стойкости и надежности железнодорожных рельсов и колесных

пар железнодорожных составов, резьбовых соединений в буровых трубах, улучшения свойств металлических частей изделий испытывающих значительные поверхностные нагрузки [72, 73].

Благодаря тому, что практически вся энергия мощного пучка электронов тратится на нагрев рабочего слоя изделия без утечки тепла в соседние слои, достигается высокая экономия электроэнергии, что невозможно при термообработке в печи, при электроннолучевом вакуумном, лазерном, плазменном и других видах нагрева. При РТО процесс энерговыделения электронов мало зависит от формы изделия, состава стали и от ее физических свойств. Этим достигается высокая универсальность предлагаемой технологии, ее простота и стабильность конечного результата.

Принципиальное отличие термоциклической обработки (ТЦО) от других видов термической обработки состоит в многократном нагреве (от 3 до 10—15 циклов) стали до температур на 30—50 °С выше точки АС1 (780— 800 °С) с последующим охлаждением до температур окончания обратного фазового превращения — точки Ar1 (550-600 °С). В результате циклического нагрева при отсутствии выдержки при температуре нагрева достигаются полное фазовое и структурное превращения в сплавах. При ТЦО происходит значительное измельчение структуры, снижение неоднородности в распределении цементита, наблюдается увеличение плотности, ударной вязкости и пластичности. При ТЦО в температурном интервале Ас 1-Ar1 форма и размер пор не изменяются.

В отличие от кованых сталей, у которых при ТЦО температурный интервал Ас1 — Ar1является наиболее эффективным, в порошковых сталях (в связи с их особым структурным строением и наличием пор) эффективный интервал расширяется до пределов Ao3-Ar1. При этих температурах происходит не только сфероидизация пор, но и их дробление, залечивание

микротрещин, равномернее распределяется углерод. В результате ТЦО резко возрастает ударная вязкость и пластичность.

Из существующих методов термической обработки термомеханическая обработка (ТМО) является наиболее эффективной. При применении термической обработки она сочетается с пластической деформацией, а в случае обработки пористой заготовки одновременно повышается плотность почти до беспористого состояния [74].

Существует два вида термомеханической обработки порошковых сталей. Первый — высокотемпературная термомеханическая обработка (ВТМО). При ней сталь после аустенитизации при температуре выше точки Ас3 подвергается интенсивной деформации (обжатию до 80—90 %) и последующей немедленной закалке на мартенсит. Обработка заканчивается отпуском. В результате резко возрастают прочность на разрыв и пластичность.

Второй вид обработки — низкотемпературная термомеханическая обработка (НТМО). По этому способу сталь нагревают выше точки Ас3, затем подстуживают до температуры максимальной устойчивости переохлажденного аустенита и в этом состоянии при температурах ниже порога рекристаллизации деформируют с обжатием на 30—40% и немедленно закаливают. Низкотемпературная термомеханическая обработка применяется только для обработки легированных сталей с большой устойчивостью переохлажденного аустенита. После такой обработки возрастают прочность и пластичность стали.

Непременным условием термомеханической обработки является недопустимость рекристаллизации наклепанного аустенита. Поэтому горячая деформация стали производится очень быстро, а закаливают деформированную сталь не позднее, чем через 2—3 с после деформации. При изготовлении порошковых изделий в ряде случаев операции спекания и ТМО

частично или полностью могут совмещаться. Особенно просто может совмещаться ВТМО со спеканием при горячей экструзии (прессовании выдавливанием), горячей штамповки и т. д. [71-73].

Третьим видом термомеханической обработки является предварительная термомеханическая обработка (ПТМР), при которой заготовка вначале подвергается обжатию до 50 % в холодном состоянии, а затем закалке и отпуску. Иногда ПТМО предшествует ВТМО.

При ПТМО в результате холодной пластической обработки при обжатии до 30 % пористость порошковых заготовок уменьшается до 4—2 %, а после деформации на 50 % получаются практически беспористые изделия. При этом предварительная деформация не только уменьшает пористость, но и изменяет тонкую структуру мартенсита и приводит к возрастанию прочности [74, 75].

Увеличение механических свойств при ТМО объясняется как повышением плотности изделий в результате пластической деформации, так и наклепом стали, при котором возрастает плотность дефектов кристаллической структуры, а сталь после обработки приобретает мелкокристаллическую структуру.

Перспективным видом термообработки является закалка порошковых сталей с применением нагрева токами высокой частоты (ТВЧ). Этот метод в отличие от обычной термической обработки обеспечивает минимальную деформацию порошковых деталей и дает возможность обработки пористых изделий без применения защитных атмосфер, повышает твердость и прочность закаленных деталей, улучшает их структурное состояние, а также дает хорошее сочетания механических и эксплуатационных свойств. Данный вид термообработки является высокопроизводительным процессом: при массовом производстве деталей создаются благоприятные условия для автоматизации и программирования операции.

Улучшение структурного состояния изделия и повышение механических свойств при данной обработке связывается с измененным состоянием аустенита при электротермическом нагреве. Обычно аустенит перед закалкой состоит из мельчайших зерен, характеризуется тонкой субструктурой и большой микронеоднородностью.

Проведение закалки токами высокой частоты позволяет получить равномерный мелкоигольчатый мартенсит, что повышает свойства изделий [75].

1.6.

<< | >>
Источник: Тер-Ваганянц Юлия Суреновна. Влияние режимов термической обработки на структуру и свойства порошковых низколегированных сталей, модифицированных наноразмерными порошками Ni и NiO. Диссертация на соискание ученой степени кандидата наук. Москва - 2019. 2019

Еще по теме Термическая обработка порошковых сталей:

  1. Изучение структуры порошковых низколегированных сталей с наноразмерными добавками Ni и NiO после термической обработки
  2. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ С НАНОРАЗМЕРНЫМИ ДОБАВКАМИ Ni и NiO
  3. Тер-Ваганянц Юлия Суреновна. Влияние режимов термической обработки на структуру и свойства порошковых низколегированных сталей, модифицированных наноразмерными порошками Ni и NiO. Диссертация на соискание ученой степени кандидата наук. Москва - 2019, 2019
  4. Исследование влияния режимов термоциклической обработки на структуру и свойства низколегированных сталей с наноразмерными добавками Ni и NiO
  5. Исследование влияния режимов закалки на структуру и свойства порошковых низколегированных сталей с наноразмерными добавками Ni и NiO
  6. Исследование микроструктуры и изломов закаленных низколегированных порошковых сталей
  7. Определение оптимальных режимов закалки порошковых низколегированных сталей с наноразмерными добавками Ni и NiO
  8. ИССЛЕДОВАНИЕ СВОЙСТВ ПОРОШКОВЫХ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ С НАНОРАЗМЕРНЫМИ ЧАСТИЦАМИ Ni и NiO
  9. Результаты рентгенофазового анализа закаленных образцов порошковых низколегированных сталей
  10. Определение пластичности низколегированных порошковых сталей с нанодисперсными добавками
  11. Исследование процесса смешивания шихты для низколегированных порошковых сталей
  12. Исследование процесса спекания низколегированных порошковых сталей
  13. Особенности спекания порошковых сталей с наноразмерными добавками
  14. Исследование процесса прессования шихты низколегированных порошковых сталей
  15. Определение оптимальных режимов отпуска порошковых низколегированных сталей с наноразмерными добавками Ni и NiO
  16. Определение прочности при изгибе и при растяжении низколегированных порошковых сталей с нанодобавками
  17. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ ПОЛУЧЕНИЯ СМЕСЕЙ, ПРЕССОВАНИЯ И СПЕКАНИЯ НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ С НАНОЧАСТИЦАМИ Ni и NiO