Порошковое материаловедение. Часть 2

ное количество коэффициентов соответствует адекватной модели (F = 2,3).

Таблица 49

Значения коэффициентов аппроксимирующих полиномов концентрационной зависимости вязкости разрушения

221

ELIB.PSTU.RU

Полином под номером 4 (табл. 50) адекватно описывает эксперимент и имеет оптимальное количество коэффициентов.

Таблица 50

Значения коэффициентов аппроксимирующих полиномов концентрационной зависимости предела прочности

Зависимости (118) и (119) аппроксимируют экспериментальные данные со средней точностью 6 и 3 % соответственно. Вычисления по этим формулам подтверждают оптимальный комплекс свойств у стали марки ПК50НХЗМ.

Как видно из табл. 51, механические свойства изменяются согласованно, максимальные значения σB = 830 МПа и K1c = 47 МН/м3/2 установлены для стали ПК50НХЗМ,

222

ELIB.PSTU.RU

имеющей наиболее высокие свойства (при ударной вязкости an = 0,51 МДж/м2), и соответствуют температуре отпуска

550 °С. Понижение температуры хотя и приводило к росту предела прочности, но вязкость разрушения понижалась. Так, например, после отпуска при 450 °С σB = 980 МПа, но K1c понизился до 37 МН/м3/2 (an = 0,40 МДж/м2).

Таблица 51

Влияние температуры отпуска на механические свойства сталей второго этапа эксперимента

Для сравнения приведем данные работы [103]. Образцы из порошковых сталей, изготовленные из смесей на основе железного порошка марки ПЖ2М2 и оптимизированные по пяти легирующим элементам при одинаковом уровне пористости, имели σB = 550…770 МПа и ударную вязкость от 0,12

до 0,32 МДж/м2.

Таким образом, разработана порошковая сталь ПК50ХЗНМ, имеющая высокие прочностные свойства и вязкость разрушения и построена математическая модель, адекватно описывающая эксперимент.

223

ELIB.PSTU.RU

7.4.4. Оптимизация состава инфильтрированных медью сталей

Инфильтрация порошковых сталей медью позволяет повысить их эксплуатационные свойства и одновременно собирать сложные неразъемные конструкции из отдельных элементов [106]. В настоящее время 10 % от общей массы деталей, изготовленных методами порошковой металлургии, в США пропитывают медью [107]. Препятствием для широкого внедрения псевдосплавов сталь – медь служит высокая стоимость меди. Однако эта проблема может быть решена за счет использования ее отходов в окисленном виде, восстанавливаемых в процессе пропитки [108].

Цель настоящего раздела – установить закономерности, связывающие структуру и конструкционную прочность порошковых сталей, пропитанных медью.

Технология получения материалов включала в себя:

– механическое смешивание исходных компонентов

всмесителе со смещенной осью вращения;

–смешивание компонентов пропитывающего состава;

–спекание стальных прессовок при температуре 1200 °С 4 ч в атмосфере осушенного водорода с точкой росы минус

40 °С;

–пропитку спеченных заготовок при температуре

1150 °С 30 мин;

–закалку с температуры 950 °С в воду;

–отпуск при температуре 650 °С 4 ч.

Минимальная продолжительность отпуска определена экспериментально и хорошо согласуется с продолжительностью отпуска компактных никельхроммолибденовых сталей.

В качестве инфильтрата использованы брикеты из меди или медной окалины, содержащие 4–6 % порошка железа для исключения эрозии. Содержание углерода, определенное кулонометрическим методом, составляло 0,39 ± 0,05 %.

224

ELIB.PSTU.RU

Как и для других классов порошковых материалов, изучали влияние размеров на трещиностойкость. Для этого была выбрана сталь, содержащая 0,7 % никеля, 4 % хрома, 0,5 % молибдена. После закалки и отпуска при температуре 550 °С 4 ч в зависимости от толщины образцов, которую изменяли от 4,55 мм до 9,15 мм, K1c составляла 54 ± 2 МН/м3/2

и 53 ± 3 МН/м3/2 соответственно, что позволяет сделать вывод о корректности результатов испытаний.

Композиционный материал имел сложный фазовый состав: хромникельмолибденовая сталь с дисперсными включениями фазы на основе меди, инфильтрат (8–10 %) и примерно 7 % пор. В отпущенном состоянии основной структурной составляющей материала был сорбитизированный перлит, микротвердость которого составляла 170–230 НV, примерно 8–10 % площади шлифа занимал инфильтрат – 160–170 НV, микротвердость отдельных включений достига-

ла 1140–1350 НV.

На первом этапе эксперимента стали содержали 1–2 % Ni, 0,25–0,5 % Мо, 2–3 % Cr. Зависимость, связывающая предел прочности и концентрацию легирующих элементов, имела следующий вид:

σВ (МПа) = 471−200CNi + 290CCr + 4480CMo. (120)

Для сравнения приводили уравнение регрессии неинфильтрированной композиции:

σВ (МПа) = 272 −1330CNi +1290CCr +1920CMo. (121)

Дальнейшими исследованиями было установлено, что вариация содержания никеля вблизи нижней границы обозначенного выше интервала, а хрома и молибдена – вблизи верхней, слабо влияет на комплекс физико-механических характеристик. Вместе с тем, как видно из сопоставления (120) и (121), пропитка позволяет резко повысить прочность.

225

ELIB.PSTU.RU

Совершенно аналогично ведет себя K1c для инфильтрированных композиций:

K1c (МПа м12 ) =10 −125CNi +110CCr + 260CMo. (122)

без пропитки медью:

Изменение K1c в районе оптимального состава невели-

ко. Выбор высокотемпературного отпуска (650 °С) для построения уравнений регрессии обусловлен необходимостью уменьшить разброс экспериментальных данных при сохранении неизменными общих тенденций.

Типичная структура стали представлена на рис. 78. Микрорентгеноспектральным анализом установлено, что фаза, имеющая повышенную твердость, содержала до 20 % каждого из карбидообразующих элементов. Это позволило идентифицировать ее как сложный карбид, содержащий хром и молибден. Образование таких карбидов возможно из-за относительно неоднородного распределения легирующих элементов

(табл. 52).

Рис. 78. Микроструктура инфильтрированной медью порошковой стали ПК50ХЗНМ

226

ELIB.PSTU.RU

Таблица 52 Неоднородность распределения легирующих элементов

Наилучший комплекс свойств имела наиболее однородная сталь ПК50ХЗНМ, однако при содержании 0,5 % молибдена, 3–5 % хрома и 0,7–1 % никеля характеристики инфильтрированных материалов изменяются незначительно, поэтому дальнейшее улучшение свойств следует ожидать за счет совершенствования режимов термической обработки.

7.5. Влияние термической обработки на конструктивную прочность порошковых материалов

Термообработка порошковых материалов в промышленных условиях применяется редко. Такое состояние обусловлено двумя факторами: несовпадением оптимальных технологических режимов для структурно неоднородных пористых и традиционных материалов, а следовательно, и незнанием этих режимов технологами, и малым эффектом общепринятых режимов термической обработки, особенно если пористость превышает 15 %.

227

ELIB.PSTU.RU

7.5.1. Низколегированная пористая сталь оптимального состава

Раздел посвящен выбору оптимального режима термообработки порошковой стали ПК50ХЗНМ и исследованию влияния структуры на конструктивную прочность.

Термическую обработку проводили по двум схемам:

1.Закалка из защитной атмосферы в масло с температу-

ры 950 °С, отпуск 1 ч при 180 °С и 4 ч при 400, 550 и 650 °С.

2.Нагрев контейнера с образцами до 950 °С. Выдержка при температуре 950 °С 1 ч. Охлаждение образцов в контейнере на воздухе с температуры 950 °С. Защитная атмосфера

вконтейнере поддерживалась за счет тока инертного газа или водорода.

Скорость охлаждения – 40–50 град/мин. Последующий отпуск при температуре 400, 550 и 650 °С 4 ч.

С целью получения корректных результатов испытаны

Данные табл. 53 подтверждают ранее полученные результаты об отсутствии влияния размеров образцов из порошковых пористых сталей на трещиностойкость. Трещину наносили за счет изгибающих нагрузок до 0,5 σ0,2.

228

ELIB.PSTU.RU

Неоднородность распределения легирующих элементов определяли, как и ранее, методом микрорентгеноспектрального анализа, а в качестве ее меры использовали коэффициент вариации концентрации V. Легирующие элементы имели следующую неоднородность распределения: хром – 0,22, никель – 0,30, молибден – 0,29. Такая относительно невысокая концентрационная неоднородность позволила получить сталь с высокими механическими свойствами (табл. 54) [92].

Металлографическим исследованием структуры установлено, что после термообработки (т/о) по схеме 2 основные структурные составляющие стали – мартенсит, бейнит и аустенит (рис. 79, а). По данным рентгеновского анализа, количество аустенита составляло до 8 %, а в результате отпуска уменьшалось до 1–3 %. Эффективная ширина рентгеновских линий (110), (200) и (211) монотонно уменьшалась, что указывает на снижение напряжений и увеличение размеров блоков в процессе отпуска.

В структуре закаленной стали бейнит отсутствовал. Низкотемпературный отпуск на 180 °С практически не повлиял

229

ELIB.PSTU.RU

на соотношение структурных составляющих (рис 79, б). Микротвердость отпущенного мартенсита составляла 430– 560 НV. После отпуска на 400 °С (рис. 79, в) в структуре были участки мартенсита с небольшим количеством остаточного

Рис. 79. Структура стали ПК50ХЗНМ: а – охлаждение в контейнере; б – закалка и отпуск 180 °С; в – закалка и отпуск 400 °С; г – закалка и отпуск 550 °С; д – закалка и отпуск 650 °С; е – охлаждение в контейнере и отпуск 550 °С; ж – охлаждение в контейнере и отпуск 650 °С

230

ELIB.PSTU.RU