1038

Министерство образования и науки Российской Федерации

Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Пермский государственный технический университет»

Научный центр порошкового материаловедения

В.Н. Анциферов

ПОРОШКОВОЕ МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ

Часть II

Утверждено Редакционно-издательским советом университета

в качестве учебного пособия

Издательство Пермского государственного технического университета

2011

ELIB.PSTU.RU

УДК 621.762.01 А74

Рецензенты:

д-р физ.-мат. наук, профессор Л.В. Спивак (Пермский государственный университет);

д-р техн. наук, профессор Л.Д. Сиротенко (Пермский государственный технический университет)

Анциферов, В.Н.

А74 Порошковое материаловедение: учеб. пособие. Ч. 2 / В.Н. Анциферов. – Пермь: Изд-во Перм. гос. техн.

ун-та, 2011. – 442 с.

ISBN 987-5-398-00566-0

Приводится влияние легирования, технологии получения и структуры на свойства спеченных сталей. Показано, что термодинамически неравновесные состояния обеспечивают большее разнообразие свойств, поскольку возрастает число независимых параметров, влияющих на состояние системы. Существуют условия, когда энергия внешнего воздействия может быть израсходована на образование новой фазы, что улучшает свойства стали. Обсуждаются особенности формирования структуры и свойств покрытий, нанесенных на порошковые стали. Сформулированы критерии управления структурой и свойствами покрытий.

Предназначено для аспирантов и студентов соответствующих специальностей вузов, научных работников и специалистов в области порошковой металлургии и напыленных покрытий.

УДК 621.762.01

ISBN 987-5-398-00566-0 © ГОУ ВПО

«Пермский государственный технический университет», 2011

2

ELIB.PSTU.RU

ВВЕДЕНИЕ

Среди материалов, полученных методами порошковой металлургии, большой интерес представляют спеченные стали. Они должны обладать высокой прочностью (приближающейся к прочности изделий, изготовленных из проката или литьем) в сочетании с хорошей пластичностью, вязкостью, низкой склонностью к хрупкому разрушению.

Достижение высокого уровня физико-механических свойств порошковых сталей возможно за счет совершенствования процессов консолидации порошковых композиций, введения легирующих элементов, в том числе углерода, а также применение термической и химико-термической обработки.

Использование термической обработки позволяет получать физико-механические свойства порошковых сталей более высокими, чем у литых. Ее применение более выгодно, так как позволяет сократить применение дорогостоящих легирующих элементов.

Среди методов получения материалов порошковой металлургии важное значение имеют порошковые стали с введенными наноразмерными фазами легирующих элементов. Приведены исследования по гомогенизации порошковых сталей с легирующими наночастицами.

Исследованы структурные превращения в системе железо – хром, железо – углерод. Описаны свойства порошковых хромистых и азотсодержащих хромистых сталей, представлены их физико-механические, триботехнические и специальные свойства.

Упрочнение порошковых изделий нанесения покрытий является важной научной и народно-хозяйственной задачей. Технологии обработки порошковых материалов являются новым и перспективным направлением решения данной проблемы. Однако современные основы теории и технологии

3

ELIB.PSTU.RU

не учитывают специфику структуры порошковых материалов; сведения о возможности напыления и лазерного модифицирования порошковых материалов крайне ограничены и имеют отрывочный характер. Поэтому возникает необходимость проведения систематических теоретических и экспериментальных исследований, направленных на установление основных механизмов фазо- и структурообразования при обработке порошковых материалов с покрытиями.

В учебном пособии рассмотрены особенности напыления покрытий на порошковые материалы, обобщен зарубежный и отечественный опыт разработки технологий получения спеченных изделий с покрытиями.

4

ELIB.PSTU.RU

Глава 1 КВАЗИРАВНОВЕСНЫЕ ПОРОШКОВЫЕ СТАЛИ

1.1. Прогнозирование распада переохлажденного аустенита в концентрационно-неоднородных сталях

Настоящее время характеризуется поисками технологии и структурного состава материалов, обеспечивающих при минимальной термической обработке сопоставимые с традиционными или даже более высокие механические свойства. В силу ряда причин, среди которых важнейшие: доступность, низкое сродство к кислороду, одновременное повышение практически всех механических свойств, замедление γ–α- превращения в перлитной и бейнитной областях диаграмм распада переохлажденного аустенита, основным лигирующим элементом является никель. Обычно его содержание не превышает 10 % при концентрации углерода порядка 0,5 % [1, 2, 3]. Термообрабатываемые порошковые стали чаще всего содержат несколько легирующих элементов [4], что связано с пониженной устойчивостью аустенита кон- центрационно-неоднородных пористых материалов. Но при концентрации никеля примерно 4 % и низкой пористости термообработка по традиционным схемам уже достаточно эффективно повышает механические свойства. Поэтому содержание никеля варьировали от 4 до 9 %, концентрация углерода была в пределах 0,45–0,55 %.

Для описания мартенситного превращения в концентра- ционно-неоднородных сталях исходили из утверждения, что мартенситное превращение заканчивается в момент, когда разность свободной энергии аустенитно-мартенситного перехода ∆FAM становится равной работе превращения. Тогда

нижеприведенные допущения позволяют использовать известный аппарат прогнозирования критических точек.

5

ELIB.PSTU.RU

Концентрационно-неоднородная сталь – это материал, содержащий только концентрации легирующих добавок, соответствующие гистограмме распределения.

Углерод в микрообъемах распределен так же, как и в литых сталях. Концентрационная неоднородность и пористость – независимые факторы. В этом случае объем образовавшегося мартенсита можно рассчитать по формуле [5]:

где σ00,2 – условный предел текучести аустенита перед началом мартенситного превращения, МПа; b =1 (для никелевой

поскольку σ00,2 ≈ 200 МПа и не зависит от содержания углерода в стали, то в первом приближении

В свою очередь температура конца мартенситного превращения соответствует VT =1,

Проверка возможности применения обсуждаемой методики была выполнена на порошковых никелевых сталях с наименьшей пористостью, близкой к оптимальной для трипсталей концентрационной неоднородностью.

6

ELIB.PSTU.RU

В связи с тем, что экспериментальное определение M H не представляло никаких сложностей, эта температура и была взята в качестве точки отсчета при вычислении T0 и Mк.

Так как экспериментальные и расчетные значения отличались не более чем на 10 °С, в табл. 1 представлено только экспериментальное значение M H , T0 определили расчетным путем. Для сравнения по данным работы [6] температура M H литых сталей 50Н5 и 50Н10 составила 212 и 100 °С соответственно.

Изучение кинетики изотермического распада показало, что несмотря на установленное выше относительно небольшое различие критических температур A1, A3 , M H и Mк

порошковых (при П ≤ 5 %) и литых сталей, наблюдается ускорение более чем на порядок распада аустенита за порядок начала распада аустенита за счет повышенной концентрационной неоднородности при коэффициенте вариации концен-

трации V = 0,3 ± 0,1.

Bклад пористости и концентрационной неоднородности в кинетику распада аустенита разделили за счет построения С-кривых каждой из сталей при близких значениях V и фиксированных уровнях пористости.

Минимальной устойчивостью обладает аустенит стали ПК50Н4. Инкубационный период для этой стали при П =

7

ELIB.PSTU.RU

= 4 % – порядка 5 с. Вследствие большой скорости распада продолжительность инкубационного периода у ПК50Н4 определена с меньшей точностью, чем у других сталей. Но общая тенденция уменьшения инкубационного периода с ростом пористости очевидна во всех случаях. Завершение перлитного превращения (90 % перлита) у материалов с большей пористостью также реализуется значительно раньше. Если при П = 4…8 % перлитное превращение заканчивается через

60–65 с, то при П = 13…22 % – через 25–30 с (табл. 2).

Таблица 2

Анализ кинетики распада аустенита концентрационно-неоднородных никелевых сталей

У порошковой стали ПК50Н6 ускорение пористостью перлитного превращения бесспорно (см. табл. 2). При П на уровне 4–10 % проведение закалки деталей уже не представляет сложности, поскольку инкубационный период составляет 6–15 с. Окончание распада в исследуемом интервале пористости удлиняется более чем на порядок.

8

ELIB.PSTU.RU

Особый практический интерес представляет сталь ПК50Н9. Образцы из ПК50Н9 закаливались при охлаждении на воздухе (см. табл. 2). Зафиксировать окончание превращения не удалось даже при П = 20 %. Наличие остаточного аустенита в порошковых концентрационно-неоднородных сталях, в отличие от традиционных, далеко не всегда понижает механические свойства. Распад остаточного аустенита с образованием мартенсита деформации приводит к росту прочности, пластичности и вязкости [7].

При прогнозировании влияния пористости на кинетику перлитного превращения для каждого значения П вычисляли удельную поверхность У и дисперсность Д = УП пор

при фиксированном значении концентрационной неоднородности.

где SП и VП – площадь поверхности и объем пор соответственно, VВ – объем вещества.

Установлено [8], что перлитное превращение с достаточной для практического применения точностью можно описать помощью преобразованного уравнения Авраами:

где VPA – объемная доля раcпавшегося аустенита; m1, m2 , m3 и n – коэффициенты; t – продолжительность изотермической выдержки в секундах.

В результате аппроксимации эксперименталъных данных выражением (6) были определены коэффициенты m1,

m2 , m3 и n, сопоставлена расчетная и экспериментально

определенная продолжительность инкубационного периода (табл. 3). По величине показателя степени n судят о том, какая стадия процесса является лимитирующей – образование

9

ELIB.PSTU.RU

или диффузионный рост зародышей новой фазы. Для исследованных сталей n оставался практически неизменным, а его величина свидетельствует о том, что лимитизирущая стадия – диффузионный рост зародышей перлита.

Таблица 3

Влияние пористости на превращение аустенита порошковых никелевых сталей в перлитной области

Из сопоставления представленных выше результатов с данными работы [6] следует, то при минимальном вкладе пористости ( П ≤ 5 %) принципиальное влияние на положение критических точек оказывает концентрационная неоднородность, которая более чем на порядок ускоряет начало распада аустенита. Такой же вклад V ранее выявлен для сталей, легированных хромом и молибденом, и никельмолибденовой стали [8, 9]. Интересно, что в никелевых cталях концентрационная неоднородность практически не повлияла на M H ,

10

ELIB.PSTU.RU