книги / Порошковое материаловедение. Ч. 2
.pdfно структура образцов существенно отличается от структуры литых сталей.
Микроструктура образцов из сталей ПК50Н4 и ПК50Н6 в термообработанном состоянии (закалка 860 °С, масло + отпуск 180 °С, 2 ч) представляет собой бейнит с небольшими включениями аустенита – порядка 10 % (микротвердость 300–500 НV): у стали ПК50Н9 (нормализация + отпуск) структура бейнито-мартенситная с остаточным аустенитом до 30 % (микротвердость 380–560 HV).
Учет влияния концентрационной неоднородности на продолжительность инкубационного периода осуществляли исходя из гистограмм распределения легирующих элементов
(табл. 4).
|
|
Таблица 4 |
|
|
Гистограммы распределения никеля |
||
|
|
|
|
Сталь |
Интервал концентраций |
Доля точек, приходящихся |
|
от Сi до C j |
на интервал от Сi до C j |
||
|
|||
ПК50Н4 |
0,0040–0,0220 |
0,225 |
|
|
0,0220–0,0400 |
0,406 |
|
|
0,0400–0,0581 |
0,180 |
|
|
0,0581–0,0760 |
0,125 |
|
|
0,0760–0,0941 |
0,031 |
|
|
0,0941–0,1121 |
0,021 |
|
|
0,1121–0,1301 |
0,014 |
|
|
0,1301–0,1482 |
0,007 |
|
ПК50Н6 |
0,0219–0,0345 |
0,073 |
|
|
0,0345–0,0470 |
0,240 |
|
|
0,0470–0,0596 |
0,246 |
|
|
0,0596–0,0723 |
0,189 |
|
|
0,0723–0,0848 |
0,132 |
|
|
0,0848–0,0974 |
0,068 |
|
|
0,0974–0,1101 |
0,022 |
|
|
0,1101–0,1226 |
0,013 |
|
|
0,1226–0,1352 |
0,016 |
|
|
11 |
|
ELIB.PSTU.RU
|
|
Окончание табл. 4 |
|
|
|
|
|
Сталь |
Интервал концентраций |
Доля точек, приходящихся |
|
от Сi до C j |
на интервал от Сi до C j |
||
|
|||
ПК50Н9 |
0,0448–0,0582 |
0,051 |
|
|
0,0582–0,0713 |
0,135 |
|
|
0,0713–0,0845 |
0,225 |
|
|
0,0845–0,0978 |
0,248 |
|
|
0,0978–0,1110 |
0,206 |
|
|
0,1110–0,1243 |
0,080 |
|
|
0,1243–0,1375 |
0,039 |
|
|
0,1375–0,1507 |
0,016 |
|
|
|
|
Для ряда сталей, среди которых и легированные никелем, отношение термодинамических импульсов перлитного превращения, обратно пропорциональное продолжительности инкубационных периодов этих сталей, можно заменить следующим соотношением [5]:
τ |
i |
|
∆tmj 2,4 |
|
||
|
= |
|
|
, |
(7) |
|
τj |
|
|||||
|
∆tmi |
|
|
где τi , τj и ∆tmi , ∆tmj – инкубационный период и разность между A1 и температурой минимальной устойчивости аустенита в перлитной области tm соответственно.
Поскольку для построения С-кривых был выбран 5%-ный порог чувствительности, то и для учета влияния концентрационной неоднородности на ускорение распада были отобраны 5 % точек гистограмм с наименьшей концентрацией никеля. Оценки (табл. 5) были выполнены для сталей с наименьшей пористостью.
Как следует из табл. 5, учет гистограммы распределения никеля позволяет с достаточной для технических целей точностью прогнозировать продолжительность инкубационного
12
ELIB.PSTU.RU
периода концентрационно-неоднородных сталей. При пористости порядка 10 % и выше концентрационно-неоднородных сталей ПК50Н4 и ПК50Н6 ошибка экспериментального определения τm велика из-за малой продолжительности инку-
бационного периода.
Таблица 5
Вычисленные и экспериментально определенные значения инкубационного периода концентрационно-неоднородных никелевых сталей
№ |
Марка |
∆tm , °C |
Сm , % |
τm , °C |
|
τi τj |
(∆tmj ∆tmi )2,4 |
п/п |
стали |
|
|
|
|
|
|
1 |
ПК50Н4 |
140 |
0,8 |
5 |
τ1 |
τ2 = 0,36 |
0,40 |
2 |
ПК50Н6 |
96 |
3,1 |
14 |
τ2 |
τ3 = 0,21 |
0,25 |
3 |
ПК50Н9 |
54 |
5,8 |
65 |
τ1 |
τ3 = 0,08 |
0,10 |
Примечание. Cm − наибольшее содержание никеля в областях, претерпевших γ–α-превращение до образования 5 % перлита при температуре наименьшей устойчивости аустенита. Значение ∆tm , соответствующее Cm , находили из номограммы [5].
Итак, для прогнозирования кинетики распада переохлажденного аустенита концентрационно-неоднородных порошковых сталей следует: во-первых, разделить влияние пористости и концентрационной неоднородности; во-вторых, пористую структуру необходимо и достаточно характеризовать удельной поверхностью и дисперсностью пор; в-третьих, вклад концентрационной неоднородности дает возможность учитывать гистограмма распределения легирующего элемента.
13
ELIB.PSTU.RU
1.2.Концентрационно-неоднородные стали
сквазиравновесной структурой
Ранее была доказана необходимость для получения ау- стенитно-мартенситной структуры низкой пористости. Повышенной плотности добивались за счет выбора оптимального соотношения фракций порошкового железа и его активности [10], остаточная пористость составляла 4–6 %. Несмотря на высокие значения механических свойств обсуждаемых ниже материалов, испытания проведены на стандартных порошковых образцах.
Механизм повышения прочности, вязкости и усталости концентрационно-неоднородных материалов, который заключается в распаде остаточного аустенита обогащенных никелем областей, при статическом или циклическом нагружении, описан в работах [7, 11]. Изучено влияние неоднородности распределения никеля на физико-механические свойства сталей ПК0Н4 и ПК50Н6. Установлена связь между количеством метастабильного аустенита и трещиностойкостью стали, а также между термодинамическими параметрами состояния системы и работой разрушения.
Изучение разрушения сталей показало (табл. 6, 7), что существует немонотонная зависимость между концентрационной неоднородностью и механическими свойствами, которые, в свою очередь, изменяются согласованно. Как и следовало ожидать, спекание в водороде обеспечивает лучшие показатели (см. табл. 7).
Спеченные стали имели сорбито-трооститную структуру с микротвердостью 250–300 НV. После закалки и отпуска структура материалов содержит две основные составляющие – мартенсит игольчатого типа и аустенит; в стали ПК50Н4 встречаются бейнитные участки, микротвердость изменяется в интервалах 510–720 НV.
14
ELIB.PSTU.RU
Таблица 6
Механические свойства сталей, спеченных в вакууме, t = 1300 °C
Марка |
V |
σ, |
σ0,2 , |
δ, |
KC, |
Твердость, |
стали |
|
МПа |
МПа |
% |
кДж/м2 |
HRC |
ПК50Н4 |
0,53 |
1480 |
1190 |
1,9 |
190 |
48 |
|
0,42 |
1610 |
1560 |
1,3 |
240 |
46 |
|
0,38 |
1340 |
– |
– |
200 |
47 |
ПК50Н6 |
0,50 |
1390 |
1220 |
0,7 |
300 |
44 |
|
0,42 |
1260 |
1170 |
0,9 |
380 |
44 |
|
0,37 |
1330 |
– |
– |
330 |
43 |
Таблица 7
Механические свойства сталей, спеченных в водороде, t = 1200 °C
Марка |
|
σ, |
σ0,2 , |
δ, |
KC, |
K1с, |
Твер- |
V |
дость, |
||||||
стали |
|
МПа |
МПа |
% |
кДж/м2 |
МПа·м1/2 |
HRC |
ПК50Н4 |
0,79 |
1460 |
1410 |
0,5 |
440 |
38 |
45 |
|
0,60 |
1780 |
1320 |
4,3 |
570 |
68 |
46 |
|
0,47 |
1170 |
800 |
3,0 |
550 |
60 |
29 |
|
|
|
|
|
|
|
|
ПК50Н6 |
0,20 |
1770 |
1300 |
4,0 |
630 |
71 |
48 |
|
0,16 |
1740 |
1150 |
2,8 |
410 |
57 |
47 |
|
|
|
|
|
|
|
|
Следует отметить, что в случае оптимальных технологических параметров исследованные виды нагружения – растяжение, изгиб, удар или вдавливание – приводили к распаду аустенита; так, вдавливание индентора сопровождалось образованием мартенсита деформации в области, значительно превосходящей отпечаток. Качественно фазовые превращения при нагружении характеризуют сопоставление рентгенографических снимков поверхности образцов и зоны разрушения. Точное количество метастабильного аустенита до на-
15
ELIB.PSTU.RU
гружения |
было определено |
магнитным |
методом в |
связи |
|
с частичным |
распадом Aост |
при контактном воздействии. |
|||
Вместе с |
тем |
длительное вылеживание |
(более двух |
лет) |
не приводило к изменению фазового состава после завершения этапа стабилизации.
Оценку вклада фазового превращения в увеличение трещиностойкости можно провести исходя из предположения о том, что дополнительная энергия, расходуемая на разрушение образцов с метастабильным аустенитом, определяется
энергией фазового превращения. |
|
|
||||
К |
= (К′ |
)2 + |
Wпр f E h |
, |
(8) |
|
1−v2 |
||||||
1с |
1с |
|
|
|
||
где h – глубина слоя с фазовыми превращениями, |
Wпр – |
удельная энергия фазового превращения, Wпр = 1,74 кДж/г.ат.
Глубину слоя определяли металлографически (рис. 1) с боковой поверхности шлифа. Она составляла 200 мкм для ПК50Н4 и 150 мкм для ПК50Н6.
а |
б |
Рис. 1. Микроструктура зоны разрушения: а – сталь ПК50Н4, средняя ширина зоны 200 мкм, ×250; б – сталь ПК50Н6, средняя ширина зоны 150 мкм, ×250
16
ELIB.PSTU.RU
К1с находили экспериментально, для чего испытуемые
образцы после закалки в масло погружали в жидкий азот, а затем отпускали при t = 180 °C.
У стали ПК50Н4 К |
= 68 МПа·м1/2 при f = 0,22 и К |
1с |
= |
1с |
|
|
= 45 МПа м1/2, рассчитанная по формуле (8) величина трещиностойкости – 64 МПа·м1/2, ошибка ε составляла 6 %.
У стали ПК60Н6 К |
= 71 МПа·м1/2 при f = 0,48 и К |
= |
|
1с |
|
1с |
|
= 47 МПа·м1/2, расчетная |
величина трещиностойкости |
– |
|
75 МПа, ε = 5 %. |
|
|
|
Таким образом, повышенная вязкость разрушения сталей связана с дополнительными энергетическими затратами на фазовые превращения в процессе нагружения. Поскольку
трещиностойкость и ударная вязкость |
KC изменяются сим- |
|
батно, |
то можно предположить что |
и вид зависимости |
KC(V ) |
в обсуждаемых материалах обусловлен количеством |
распавшегося при нагружении аустенита. Однако на конкретную величину ударной вязкости влияет еще и напряженное состояние в зоне разрушения, которое при определении KC не регламентируют.
Полученные данные позволяют объяснить немонотонную зависимость механических свойств от концентрационной неоднородности. Фазовые превращения в микрообъемах могут протекать только в том случае, когда концентрация легирующих элементов обеспечивает температуру термодинамического равновесия T0 выше температуры испытаний. По-
этому по мере сокращения доли Aост с T0 ниже температуры
испытаний механические свойства растут. После того как достигнуто состояние, обеспечивающее полный распад аустенита, дальнейшая гомогенизация приводит к уменьшению количества остаточного аустенита, снижается объем γ–α- превращений при нагружении и механические свойства понижаются. На температуру термодинамического равновесия
17
ELIB.PSTU.RU
возможно влияние и технологических факторов: методов получения порошков, наличия примесей, восстановительной способности атмосферы спекания и других.
Исследования зоны разрушения позволили установить, что она (зона) отличается от других областей как структурным, так и химическим составом, для чего на одних и тех же образцах были измерены микрорентгеноспектральным методом концентрации никеля и построены гистограммы распределения до разрушения и на поверхности разрушения
(табл. 8, 9).
Таблица 8
Средние значения интервалов распределения никеля и железа до разрушения и в зоне разрушения стали ПК50Н4
Место |
Концентра- |
Концентра- |
Доля точек |
|
Средняя |
анализа |
ция никеля, |
ция железа, |
с данной |
V |
концен- |
концентра- |
СNii |
CFei |
концентра- |
трация |
|
ции |
цией Pi |
|
никеля |
||
|
|
|
|||
Поверх- |
0,015 |
0,985 |
0,239 |
0,60 |
0,04 |
ность до |
0,032 |
0,968 |
0,398 |
|
|
разрушения |
0,050 |
0,950 |
0,169 |
|
|
|
0,068 |
0,932 |
0,127 |
|
|
|
0,085 |
0,915 |
0,028 |
|
|
|
0,103 |
0,897 |
0,018 |
|
|
|
0,120 |
0,880 |
0,014 |
|
|
|
0,138 |
0,862 |
0,070 |
|
|
|
|
|
|
|
|
В зоне раз- |
0,007 |
0,993 |
0,113 |
0,50 |
0,03 |
рушения |
0,019 |
0,981 |
0,353 |
|
|
|
0,031 |
0,969 |
0,240 |
|
|
|
0,043 |
0,957 |
0,180 |
|
|
|
0,054 |
0,946 |
0,070 |
|
|
|
0,066 |
0,934 |
0,023 |
|
|
|
0,078 |
0,922 |
0,010 |
|
|
|
0,089 |
0,911 |
0,010 |
|
|
|
|
|
|
|
|
18
ELIB.PSTU.RU
Таблица 9
Средние значения интервалов распределения никеля и железа до разрушения и в зоне разрушения стали ПК50Н6
Место ана- |
Концентра- |
Концентра- |
Доля точек |
|
Средняя |
лиза концен- |
ция никеля, |
ция железа, |
с данной |
V |
концен- |
трации |
СNii |
CFei |
концентра- |
|
трация |
цией Pi |
|
никеля |
|||
|
|
|
|
||
Поверхность |
0,038 |
0,962 |
0,040 |
0,16 |
0,06 |
до разруше- |
0,044 |
0,956 |
0,077 |
|
|
ния |
0,050 |
0,950 |
0,138 |
|
|
|
0,057 |
0,943 |
0,215 |
|
|
|
0,063 |
0,937 |
0,266 |
|
|
|
0,069 |
0,931 |
0,172 |
|
|
|
0,075 |
0,925 |
0,071 |
|
|
|
0,082 |
0,918 |
0,020 |
|
|
|
|
|
|
|
|
В зоне раз- |
0,023 |
0,977 |
0,012 |
0,13 |
0,05 |
рушения |
0,029 |
0,971 |
0,024 |
|
|
|
0,035 |
0,964 |
0,044 |
|
|
|
0,041 |
0,958 |
0,145 |
|
|
|
0,047 |
0,952 |
0,225 |
|
|
|
0,054 |
0,946 |
0,293 |
|
|
|
0,060 |
0,940 |
0,205 |
|
|
|
0,066 |
0,934 |
0,052 |
|
|
|
|
|
|
|
|
Обе стали имели концентрацию никеля в зоне разрушения ниже, его однородность выше. Это означает, что на трипэффект влияет изменение не только внутренней энергии [12], но и энтропии. Для сохранения корректности сопоставления величин микрорентгеноспектральные измерения в зоне разрушения были выполнены на образцах, ранее испытанных на трещиностойкость. Далее полагали, что фазовый переход при разрушениях и является причиной перераспределения элементов. Ускорение массопереноса при деформации, в том числе и вследствие аустенитно-мартенситного превращения, было отмечено ранее в работах [13, 14].
19
ELIB.PSTU.RU
Оценим изменение термодинамического |
потенциала |
∆Z, исходя из предположения, что основные факторы, на не- |
|
го влияющие, – ∆H и ∆S [15, 16]: |
|
∆Z = ∆H −T∆S, |
(9) |
где ∆H и ∆S – изменение энтальпии (с учетом фазового перехода) и энтропии системы при температуре T (К).
Выражение для расчета ∆H складывается из двух слагаемых: первое – учитывает понижение концентрации в зоне разрушения, эта величина невелика и согласно [17, 18] составляет порядка 0,05 кДж/моль; второе – учитывает фазовый переход. Для стали с 4 % никеля – 3 кДж/моль, а для 6%-ной никелевой стали – 3,65 кДж/моль [18]. Тогда с учетом объемной доли фазового превращения для ПК50Н4 ∆H = 0,05 + 0,22·3 = = 0,71 кДж/моль, для ПК50Н6 ∆H = 0,05 + 0,48·3,65 = = 1,80 кДж/моль.
Конфигурационная энтропия изменится на величину
|
∆S = k ln (W2 W1 ) , |
(10) |
где W1 и W2 |
соответствуют начальному и конечному (после |
|
разрушения) |
состоянию материала в зоне разрушения; |
k – |
постоянная Больцмана.
Поскольку гистограммы в соответствии с требованиями [19] были разбиты на 8 интервалов, то
8 |
N |
A ( |
C |
Nii |
+C |
IPi |
|
|
||
W = П |
|
|
|
Fei ) |
, |
(11) |
||||
(NA CNii )I (NA CFei )I |
||||||||||
i−1 |
|
|
||||||||
где СNii и CFei концентрация никеля и железа; |
Pi – вероят- |
|||||||||
ность концентрации СNii и CFei |
в исследуемой области; NA – |
|||||||||
число Авогадро. |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
20
ELIB.PSTU.RU