автореферат диссертации по металлургии, 05.16.06, диссертация на тему:Диффузионные процессы и их роль в формировании структуры порошковых материалов

На правах рукописи

РГо од

г 2 ДЕК Ш

ГОЛОВАНОВ АЛЕКСАНДР АЛЕКСЕЕВИЧ

ФФУЗИОННЫЕ ПРОЦЕССЫ И ИХ РОЛЬ В ФОРМИРОВАНИИ СТРУКТУРЫ ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛОВ.

05.16.06 «Порошковая металлургия и композиционные материалы »

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

НОВОЧЕРКАССК - 2000-

Работа выполнена на кафедре « Автомобильный транспорт и организация дорояя движения » Южно-Российского государственного технического университета (Новочеркасский политехнический институт)

Научный руководитель:

доктор технических наук, профессо] ЖЕРДИЦКИЙ Н.Т.

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор ГАСАНОВ Б.Г.;

кандидат технических наук, доцент ДРЕЕВ Г.А.

Ведущее предприятие

ОАО Ростсельмаш, г.Ростов-на-Дону

Защита состоится 14 декабря 2000 г . на заседании диссертационного совета К.063.3 по защите диссертаций на соискание ученой степени кандидата технических наук в Южно-Российском государственном техническом университете ( Новочеркасский политехнический институт)

по адресу 346428 , Ростовская область , г. Новочеркасск, ул. Просвещения ,132 .

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке университета.

Автореферат разослан 13 ноября 2000 г.

Ученый секретарь диссертационного совета к.т.н., доцент

ГОРШКОВ С.А.

№91.910.45^0

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ Актуальность темы

Создание и использование новых материалов является неотъемлемой частью научно-ического прогресса. Среди производственных процессов в решении этой задачи важную играет порошковая металлургия, позволяющая получать материалы с очень широким азоном свойств.

В процессе формирования структуры порошковых и композиционных материалов екает целый комплекс сложных физических процессов, среди которых особое место мают диффузионные. Они, как правило, являются если не определяющими, то одними из вных факторов, влияющих на конечные свойства материалов и изделий из них. При этом эвания к характеру и динамике процессов диффузии могут быть существенно разными, для получения однородной структуры технологические параметры спекания должны эбствовать протеканию диффузионной гомогенизации сплава. С целью ускорения этого есса необходимо создание условий для протекания наиболее активных видов диффузии, получении же гетерогенных структур требуется создание условий для минимальной эузии, например, при получении композиционных материалов.

В связи с этим результаты количественных и качественных исследований процессов [)узии в порошковых материалах носят характер не только теоретического, но и тческого, прикладного значения. Более того, правильное понимание и теоретическая ка основных параметров и кинетики таких процессов может существенно повлиять как тределение технологической схемы получения порошковых материалов, так и на ически и экономически обоснованный выбор технологических параметров.

Представляет интерес получение относительно дешевых легированных сплавов из компонентной шихты, в состав которой вводится лигатура с температурой плавления : температуры спекания порошковой заготовки. В качестве примера такого сплава нами .готрена технология, получения порошковой высокомарганцовистой стали Г13п с кой степенью гомогенности.

Горячештампованные порошковые материалы отличаются высокой плотностью сгурных дефектов. Исследование диффузионных процессов позволяет выявлять влияние сгурных особенностей на величину коэффициентов взаимной диффузии.

Специальные исследования, актуальность проведения которых следует из еденного анализа, были осуществлены на кафедре «Автомобильный транспорт и шзация дорожного движения» ЮРГТУ (НПИ). Работа была выполнена в соответствии с шями межвузовской инновационной научно-технической программы Российской :рации «Исследования в области порошковой технологии» (темы 94/16Т и 95/5 И), ¡узовской научно-технической программы «Перспективные материалы» (тема 95/17И) и оджетной темы 49/94 « Фундаментальные исследования в области формирования сгуры и свойств порошковых материалов, а также их формирования при горячей ботке давлением» на 1994-2000 г.г.

Цель и задачи исследования. Целью данной работы является определение ктера и роли диффузионных процессов при формировании структуры порошковых риалов, получаемых легированием металлами, образующими твердые растворы щения. Для достижения этой цели необходимо решить следующие задачи:

-разработать методики изучения различных видов диффузии в пористых порошковых риалах;

исследовать влияния особенностей структуры горячештампованного порошкового риала на кинетику диффузионных процессов;

-разработать методики расчета определения величины коэффициентов взаимной

диффузии на ЭВМ;

-исследовать зависимость коэффициентов взаимной диффузии от концентраци температуры;

-разработать методики расчетного определения времени гомогенизации порошко] сплава по известному значению коэффициента взаимной диффузии, зависящему концентрации;

-на основе анализа диффузионных процессов в порошковых прессовках устано] научно обоснованные технологические параметры получения порошковой стали Г13 уровнем механических свойств, близких к стали 110Г13Л.

Научная новизна . Предложена методика изучения массопереноса в порис прессовках с присутствием жидкой фазы (в дальнейшем по тексту «дифф; растекания» *) и при поверхностной диффузии. В качестве диффузионных использовали прессовки из железного порошка и среднеуглеродистый ферромаргг ФМн ■ Установлено, что коэффициент поверхностной диффузии Dn0B. на 5 поря; больше коэффициента объемной диффузии Do6, а коэффициент диффузия растекг Dpa«, на семь порядков больше Do6 . Величину коэффициентов диффузии определяли концентрационным распределениям марганца.

Предложен метод расчета эффективных коэффициентов взаимной диффу зависящих от концентрации легирующей компоненты, основанный на аппроксимирова экспериментальной концентрационной кривой.

Разработан метод расчета распределения концентраций в диффузионной зоне известной концентрационной зависимости коэффициента взаимной диффузии.

Разработана методика расчетного определения времени диффузиои гомогенизации порошкового сплава по известному значению коэффициента взаим диффузии D (с), зависящему от концентрации.

Изучена взаимная диффузия в парах горячештампованного железа ре с маргаш никелем, хромом. Установлено, что в этих системах D (с) имеют более высокие значения, в парах катаного железа ре с указанными элементами. С повышением температ

1 (с=о.о:%) J 1

различие D (с) возрастает. Это объясняется способностью горячештампованного желез, счет остаточных микропор генерировать избыточные вакансии в процессе отжига, экспериментально подтверждает преобладание вакансионного механизма диффузии систем, образующих твердые растворы замещения.

Установлена температурная зависимость D {с) ДОЯ системы Feпи - Ф позволяющая расчетным путем определять величину D(c) в интервалах температур ЮН 1250°С при концентрациях марганца: Сш -»0; 5; 15; 40% .

Выявлено влияние углерода на уменьшение значений коэффициента взаим диффузии, что объясняется взаимодействием карбидообразующего элемента марганц углеродом. При использовании некарбидообразующего элемента никеля измене коэффициента взаимной диффузии не наблюдается.

Установлен диффузионный механизм формирования структуры порошковой с\ Г13п, заключающийся в расплавлении ферромарганца , быстром распределении его поверхности порошинок при растекании и объемной диффузии марганца и углерода твердофазном спекании. Наиболее благоприятным условием для быстрого растворе марганца, углерода и формирования аустенитной структуры стали Г13п является спека

* Зайт В. Диффузия в металлах. - М.: ИЛ., 1958, 381 с.

совок с пористостью 26 ... 30% при 1200°С. Для получения аустешггаой структуры стали i необходимо строгое соблюдение научно обоснованных технологических параметров, в случае уплотнения пористой заготовки (нагрев 3 мин., 1150°С) горячей штамповкой при едующем спекании различной продолжительности не достигается гомогенность сплава, в ром образуются включения тройной эвтектики.

Основные научные положения, выносимые на защиту. Предложенная методика едования диффузионных процессов в порошковых материалах позволяет выделить льные виды диффузии, протекающие в процессе спекания и количественно оценить вклад (ого из них.

Разработанные методы расчета эффективных коэффициентов взаимной диффузии, ределения концентраций в диффузионной зоне по известной концентрационной симости коэффициента взаимной диффузии и времени диффузионной гомогенизации шкового сплава позволяют прогнозировать свойства получаемых материалов.

Способность горячештампованного железа за счет остаточных микропор рировать избыточные вакансии в процессе отжига, существенно влияет на кинетику ¡зузионных процессов, протекающих по вакансионному механизму в системах, зующих твердые растворы замещения.

Наличие третьего компонента - углерода уменьшает значения коэффициента мной диффузии, что объясняется взаимодействием карбидообразующего элемента -анца с углеродом. При использовании некарбидообразующего элемента - никеля нения коэффициента взаимной диффузии не наблюдается.

Диффузионный механизм формирования структуры порошковой стали ПЗп ючается в расплавлении ферромарганца, быстром распределении его по поверхности шинок при диффузии' растекания и объемной диффузии марганца и углерода при дофазном спекании.

Наиболее благоприятным условием для быстрого растворения марганца, углерода и дарования аустешггаой структуры стали ПЗп является спекание прессовок с ;стостью 26 ... 30% при 1200°С. В прессовках с низкой пористостью и в беспористых говках из поликомпонентной шихты диффузионная гомогенизация сплава резко дляется.

Практическая ценность. Предложенные методики исследования процессов [>узии и полученные результаты исследований для конкретных систем позволяют нованно определять технологическую схему и технологические параметры получения шковых материалов. Установлены технологические параметры получения порошковой л ПЗп с высокими характеристикам! прочности и пластичности. Проведенные котельные испытания втулок из стали ПЗп в условиях абразивного изнашивания и ных нагрузок со скольжением позволили выявить повышенные характеристики состойкости порошковой стали по отношению к литой стали 110Г13Л.

Проводившиеся ходовые испытания втулок из стали ПЗп, устанавливавшихся в < трения подвески электровоза, показали, что порошковые втулки обладают более кой износостойкостью, чем детали из литой стали 110Г13Л.

Апробация работы. Основные положения диссертационной работы доложены и кдены на семинарах кафедры «АТ и ОДД» ЮРГТУ; Республиканской научно-техничес-конференции (Ташкент, 1985); VII Всесоюзной научно-технической конференции очеркасск, 1988); научно-технических конференциях (Новочеркасск, НПИ, 1988,1997).

Публикации. По результатам исследования опубликовано 2 монографии и 8 гаых работ, в которых изложены основные положения диссертации. Основные гьтаты работы получены автором самостоятельно.

Структупа и объем работы . Диссертация состоит из введения, пяти глав, вывс приложений, содержит 160 страниц машинописного текста, 32 иллюстрации, 3 табл: Библиография включает 156 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ.

Введение. Обоснована актуальность диссертационной работы и представлен практическая значимость.

В первой главе. Осуществлен анализ теоретических и экпериментальных рг посвященных вопросам протекания диффузии в монолитных и порошковых материалах.

Отмечено, что при получении порошковых изделий роль диффузионных проце является основополагающей в формировании структуры, определяет все многообразие физ механических свойств материалов из металлических порошков. Знание особенно диффузионных процессов в порошковом теле имеет большое значение для установл* оптимальных параметров технологических режимов горячей штамповки порошке заготовок при получении материалов, обладающих комплексом высоких физико-механич» свойств.

Рассмотрено влияние термодинамического фактора в диффузии. Сделан ан существующих методов расчета коэффициента взаимной диффузии в бинарных система: основе решения второго уравнения Фика. Показана неправомерность допущенш независимости коэффициентов диффузии от концентрации. Проанализирован метод Мата характерные для него недостатки. Показана возможность выполнения расчетных операци ЭВМ и предложены методы повышения устойчивости к ошибкам в исходных данных П} аппроксимации исходной концентрационной кривой многочленом.

Сделан вывод о возникновении противоречия между необходимостью повьшк точности аппроксимации и возрастанием осцилляции значений производной в ел; использования многочлена. Предложен метод, существенно улучшающий каче. результатов, основанный на использовании для аппроксимации сглаживающего кубичес] сплайна вида:

^з(х) -а'0 + а{ (х - х,.) + а\ (х - х,.)2 + а'3 (х - х,)3, /' = 1,2,..,« -1 .

Здесь а\- коэффициенты сплайна на отрезке/ концентрационной кривой, определяемы условия минимизации функционала:

Приведен вид температурной зависимости коэффициента диффузии.

Проведен углубленный анализ различных видов диффузии, кинетики их протека] влияния структурных и технологических параметров на величину коэффициентов диффу При исследовании массопереноса в пористых прессовках с присутствием жидкой ф предложен термин «диффузия растекания», заимствованный у Зайта (*), который применял при оценке диффузии жидкой фазы по металлическим поверхностям. Отмечено влия структурных дефектов у горячепггампованных порошковых материалов на диффузион подвижность углерода. Сделаны выводы, сформулирована цель и поставлены зад исследования.

Во второй главе описаны материалы и оборудование, использовавшиеся в прощ исследований. В качестве объекта для исследования диффузионных процессов формировании структуры порошкового тела взята аустешпная высокомарганцовистая <п (в дальнейшем по тексту Г13п), близкая по составу к литой стали ПОП3Л. Сталь Г1:

учали из поликомпоненшой шихты, представляющей собой механическую смесь сезного порошка, ферромарганца и ламповой сажи или карандашного графита 3КБ. Состав [менявшегося ферромарганца (ФМн 1,5) - 1,1...1,2 % углерода и 92% марганца, введены технология подготовки порошковой шихты и образцов из нее. Концентрационные вые распределения элементов в диффузионных зонах, оценку степени гомогенизации авов и анализ химического состава включений получали с помощью электронного фозонда MS-46 фирмы «Сашеса». Микроструктуру порошковых материалов исследовали мощью металлографического микроскопа «NEOPHOT -21». Микротвердость измеряли на :боре ПМТ-3. Подробно освещена разработанная методика разделения различных видов )фузии и технология получения диффузионных пар и образцов для их исследования, орая заключалась в раздельном приготовлении диффузионных пар для определения ффициентов диффузии при объемной, поверхностной и диффузии растекания. Выявление яния структурных дефектов горячепггампованных материалов на величину ффициентов диффузии проводилось в системах Fe -Мп, Fe -Ni, Fe -Сг. В качестве понентов диффузионных пар с ферромарганцем (55 %Мп + 0,5 % С) использовали железо таль (0,8 % С), полученные горячей штамповкой прессовок (нагрев до 1100° С), (ерхностная диффузия марганца в пористых прессовках (П =30 %) изучалась при пературах 1050,1100 и 1150° С (т.е. когда ферромарганец находится в твердом состоянии), мя диффузионного отжига в атмосфере водорода составляло 2 часа. Расчет коэффициентов ерхностной диффузии £)пов проводился по уравнению, применяющемуся для описания

|фузии из постоянного источника.

Диффузия растекания изучалась на специально приготовленных образцах, ягечиваюших четкое фиксирование момента контакта жидкой фазы (расплавленного ромарганца) с порошковой прессовкой. Нагрев производился до 1200 С, что выше пературы плавления среднеуглеродистого ферромарганца (Тпл= 1175° С). Время выдержки :чи составляло 3,5,6,7,9,10, мин. С целью определения влияния пористости на диффузию [•екания готовились образцы с пористостью, изменявшейся в пределах 15...50 %. Была шовлена температурная зависимость глубины проникновения марганца и независимость т гравитационных сил.

Для расчета величины д ^^ использовался приближенный метод, основанный на

гре среднего смещения диффундирующих атомов и по концентрационным кривым тределения марганца в диффузионной зоне. В обоих случаях результаты различались гачительно.

Исследование диффузии в системах, образующих с железом непрерывные ряды i дых растворов, проводили для Fe -Ni и Fe -Сг. Проведено сравнение процессов фузии в парах горячештампованного железа с никелем и хромом и в парах Fe(c=0 02%) с

ли же металлами. Взаимная диффузия в системе Fe -Сг изучалась на диффузионных парах еза с феррохромом следующих марок: ФХ 050 (С= 0,4 %) и ФХ 800(С= 7,5 %). Отжиг фузионных пар проводился в запаянных кварцевых ампулах (вакуум 10"4 мм рт.ст.) при 3 С в течение 50 часов и при 1250 С0 10 часов. Отмечается выявленный механизм (мной диффузии в системе феррохром-железо по так называемой сопровождающейся звыми превращениями.

Для расчета коэффициентов взаимной диффузии использованы ряд известных 5Дов- графический метод Матано, аналитический метод Любова и Максимова, сделана дтка совершенствования методики расчета путем аппроксимации концентрационной юй степенным полиномом. Для повышения точности расчетов предложено использовать

сплайн- функцию, позволяющую достигать сглаживание экспериментальных графиков получать большую устойчивость результатов к ошибкам исходных данных. Сравнительн результаты расчетов показаны на рис!. Приведен пример результатов расчета б ( с ) для

см с

3,6

1,8

■ * •«¿г1 * * » X •

X * Графически» • •к х • метод

г> • 9 Аппроксима1 ° Аппроксимас ия полиномом ия сплайном

Рис. 1. Зависимость Б {с) в системе Регш-ФМн, полученная различными методами (отжиг 1200° С, 10 ч)

О 18 36 Мп,%

диффузионной пары с Мп. Приводится полученная концентрационная зависимость эффективного коэффициента взаимной диффузии:5(с)= 1.5 -10 "6 (1 + 0.046%А/« )см2 ¡с ■

В третьей главе подробно изложены результаты исследований взаимной диффузи системе железо-марганец. Выявлено, что при одинаковых условиях отжига (1200 0 С , 1С ширина диффузионной зоны для пары Fe п1, - ФМп оказалась значительно больше, че]

свидетельствует о влияг

диффузионной паре ре ^ о ) _ фМн ■ Это обстоятельство

структурных особенностей горячештампованного железа на увеличение диффузиош подвижности атомов марганца, образующих с железом твердый раствор замещения.

й(с)- 10

си ' с

5 4

2 1

О

Рис.2. Концентрационная зависимость £) (С ) системе Ре - Мп при различных температу] отжига:

1,2,3,4 - Ре гш - ФМп (отжиг 1010,1100,1200,1250°С); 5,7- Ке(С=002%)-ФМн (отжиг 1200, 1250°С) данным **;

б" 1Ге(с=0,02°л) - ФМн (отжиг 1200°С).

ю

20

за

40 Мп.%

**- \Vells е., МеЫ Я., Тгапя. А1МЕ, 1941, уо1. 143, р. 329-337.

I всех температур отжига в проводившихся экспериментах отмечена концентрационная исимость £) (с ) линейного вида (рис.2), установленная после обработки вычисленных чений коэффициентов диффузии. Отмечено, что полученные значения £) (с ) в системе (с=о 02°/.) ~~ ФМн при малых концентрациях марганца согласуются с данными работы **.

повышением концентрации нами установлена более резкая зависимость £) (с) от центрации, что объясняется использованием различных методик построения центрационных кривых. Зависимость в системах ре _ фМп и

(с=о 02%) ~ ФМн выражена в виде уравнений:

= 1(Г6(1.5 + 0Ш)°Шп)см2 /с;

ск(с=о,о2%) = Ю'6{\ + 0М5%Мп)см2/с. при температуре отжига - 1200° С.

¡ышенные значения 3 (с) в системе Ре ш -ФМп объясняются генерированием в |цессе отжига избыточных вакансий, источниками для которых являются остаточные фопоры в горячештампованном железе, сохраняющиеся после штамповки. Сделано и .тверждено предположение о том, что аналогичное влияние особенностей ячештампованного железа на диффузию будет наблюдаться и для других систем, в орых основным механизмом диффузии является вакансионный.

Результаты исследования взаимной диффузии в системе сталь (с=0,8%) - ФМп

дставлены на рис.3. Здесь же приведены для сравнения зависимости Б (с) для системы - ФМп Из рисунка видно, что различие значений О (с) в парах сталь ГШ (с=0,8%) ФМп и У8 - ФМп сохраняется, но величины коэффициентов взаимной диффузии чительно меньше, чем в парах малоуглеродистого железа с ферромарганцем (отжиг 1200 0 Это снижение объясняется эффектом торможения при диффузионном перемещении мов карбидообразующего элемента (марганца), вступающего во взаимодействие с атомами грода.

Ре™. / 6 S

Fe

--- __2 _- 1

Рис.3. Концентрационная зависимость О (с) в системе углеродистая сталь - ФМп 1,3-СталъУ 8- ФМп (отжиг 1100,1200°С); 2А-СтальГШ{с^т - ФМп(отжиг 1100,1200°С), 5- Ре - ФМп (отжиг,1200°С), гш ~ ФМп (отжиг, 1200°С).

10 20 30 40 Мп.%

Для оценки достоверности вычисленных значений D (с) сделан расчет юимости С = fix) и сравнение ее с исходной экспериментальной кривой. Предлагается

дс д

математическая постановка задачи: — = —

д1 дх

(О о + ас)

дс_ дх

— а> < х < +со .

0 < I < т

С начальными и краевыми условиями: с (- °о , / ) = с 0 , с (+ Оо , / ) = О .

,Со при ИО, 4 7 1 0 при х > О

Решение находится методом прогонки, для чего используется конечно-разностное

уравнение:

у/ - у Г 1

<ИуУ

с условиями

[с0 при /' < К,

У', = \ ' ' . „ Уа = с0 у £ 0, = 0 при ]■ > 0.

О при 1 > К,

Используя предположение о линейном характере зависимости (верхний индекс опущен для удобства записи) = УмУм + » = 1,2,..., К + N - 1,

получим выражения для прогоночных коэффициентов:

Р,

с, ~ Г,А,

, =

А,Р, + Р, С, - Г,Л,

/ = 1,2,..., К + N - 1 ,

где Л/ = £>„ + а У' + , В/ = £0 + а

Учитывая связь между с? и У - : с/ = Р + 2£)п + а

УЬ + 2У{ + УЬ * -

, где Р = —, 2 г

был вьшолнен численный эксперимент для системы Ие ш - ФМп (отжиг 1200° С, 10

Расчетное распределение марганца в диффузионной зоне хорошо согласуется экспериментальной кривой.

Исследование поверхностной диффузии проводили на образцах, представляюп собой разовые матрицы, в которых находились пористые прессовки (П=30%) желез» порошка и ферромарганец с границей раздела между ними. Распределение марганца прессовке представлено на рис.4 (отжиг 1100, 1150° С). Концентрационные крив

описываются уравнением _= ег/сг > так как график в координатах 2-Х (]

г = — л/1)Г) представляет собой прямые. Отсюда следует, что коэффицш 2

поверхностной диффузии марганца Т) не зависит от концентрации.

И

Ь

т

Рассчиганные значения Г) ппв для 1100 и 1150°С соответственно равны I • 10 "5 и 0,86 • 10 "5 сл) 2 / с .

Рис.4. Распределение марганца в пористой прессовке при поверхностной диффузии -1,2 и 1,8 зависимость г(х) - 3,4 (отжиг 1100, 1150°С, 2ч) .

10

X, (им

Значения коэффициентов диффузии растекания О

раст

определялись по

ближенной формуле £)

учитывающей среднюю глубину проникновения

ганца в пористой прессовке (П=30%).Более точное определение значений затруднено из-за сложности фиксирования точного времени и высокой скорости

раст

)фузии растекания (вследствие действия эффекта смачивания и капиллярных сил в истом теле). Распределение марганца по глубине пористой прессовки от поверхности ее такта с расплавленным ферромарганцем показано на рис5. С увеличением времени (ержки при 1200° С растет глубина диффузионной зоны.

14

[0

к.

2

\ <

\ > 1 С ч .

Рис.5. Распределение марганца в пористой прессовке при диффузии растекания (1200° С):

1- 0,5 мин,

2-1,5 мин,

3- 4,5 мин.

6 в

х,мм

Среднеезначение О раст составляет 2,4 -10 см 2 / с

Анализ исследования механизма проникновения жидкой фазы (ферромарганд; пористых прессовках показал, что концентрация марганца изменяется по глубине, зависи времени выдержки, на скорость проникновения марганца практически не вли гравитационные силы, с ростом температуры нагрева наблюдается соответствую; увеличение глубины проникновения марганца. Отмеченные факты во многом аналоги1

признакам обычной диффузии. Но результат определения О раст следует счигат

основном качественной оценкой скорости массопереноса марганца в пористой прессовк

оценивать только порядок величины О раст для сравнения с другими видами диффуз*

объемной и поверхностной.

На глубину проникновения ферромарганца (жидкой фазы) существенное влия оказывает пористость прессовки. Наибольшая глубина проникновения наблюдаете* прессовок с пористостью 25...28%, когда наблюдается открытая пористость и проявляв влияние капиллярных сил.

В процессе спекания порошковых прессовок (температура спекания 1200° С ) : получении порошковой стали ПЗп происходит расплавление и очень быстрое распределе ферромарганца по механизму диффузии растекания. Жидкая фаза при насыщении желе переходит в твердое состояние и в дальнейшем происходит твердофазное спекание. На рт видно, что ферромарганец обволакивает частицы железного порошка в виде тонких проел толщиной менее 2 мкм. Такое распределение лигатуры в порошковой прессовке во много сокращает пути диффузии марганца в частицы железного порошка по механизму объем] диффузии.

а б в

Рис.6. Распределение ферромарганца в пористой прессовке, спекание 2мин ,1200° С : а - из крупного порошка;

б - из мелкого порошка (менее 0,071мкм) (хЗОО),

:в - МпКа излучение в прессовках из крупного порошка (хбОО)

В главе представлены результаты исследований температурной зависимости ффициентов взаимной диффузии в системе Ре - Мп (рис.7). Получена аналитическая

-59000

иашость, имеющая вид: £> (с )= (0,0725 +0,0143 %Мп )1 кт ■

Температура, С 1250 1200 1100

1010

6.6

7.0

7.4

71

О • 10 см 2 с

54— * 3— «

1

N Ч\>

X V

8.0 3.0

12 Рис.7. Температурная зависимость О в системе Ре - ФМп '■

0.1

(Мп=5%);

(соответственно концентрации Смц=0;5;15;40 % Мп).

Ре гш ~ФМп

1ГТ '10

Исследование объемной диффузии в системах Ре-№ и Ре-Сг проводились югично системе Ре-Мп. Концентрационная зависимость £> (с) в системе Ре-№ шейного вида представлена на рис.8. Значения £) (с) при 1100®С в системе гш — М оказались выше, чем для системы Ре 02— Ш на всем интервале миграций. С повышением температуры отжига ( до 1250° С) это различие возрастает.

5(с)

ат % Л//'

Взаимную диффузию в системе Ре — Сг изучали на диффузионных парах железа

с феррохромом следующих марок: Фх050 (С=0,4%) и Фх800 (С=7,5%) с целью выясни влияния особенностей структуры железа на величину коэффициента взаимной диффузии механизма взаимодействия железа с феррохромом различного состава. Установлено, взаимная диффузия в системе феррохром-железо протекает по механизму так называег реактивной диффузии сопровождается диссоциацией карбидов и фазовыми превращениям связи с этим концентрационные кривые существенно отличаются от обычных крш распределения элементов в диффузионных зонах (рис.9.) при «чистой» диффузии ,ко используются диффузионные пары металл-металл. Момент диссоциации карби сопровождается скачкообразным изменением содержания хрома.

ат.'ЛСг

Рис.9. Распределение хромав диффузионных зонах системы Fe-Cr: (отжиг 1250°С, 10ч).

-144 -72 Хя=0 72 144 216 283 хмкы

Отмечается возрастание диффузионной подвижности атомов хрома в диффузион паре ФХ 050 - Fe ш в сравнении с парой фХ 050 - Fe(с=0 02%), что объяснж

влиянием повышенной концентрации избыточных вакансий в горячештампованном жел генерирование которых происходит в процессе диффузионного отжига. Получены значе коэффициентов взаимной диффузии для систем ФХ 800 - Fe и ФХ 050 - Fe различных областей концентрационных кривых. Отмечается нечувствительность

структурным особенностям железа коэффициента D в а- фазе при реактивной диффуз!

паре ®X800-Fe Для системы ФХ 050 - Fe значение D в а- фазе существенно завися концентрации. Здесь проявляется влияние повышенной плотности вакансий горячештампованном железе. При этом величина D{c) растет с повышением концентра

более легкоплавкого компонента в диффузионной паре, как это наблюдается для большинс бинарных систем.

На основе результатов исследования взаимной диффузии в рассмотренных систе обоснованы технологические режимы спекания и состав порошковой шихты при получе композиционных материалов с гетерогенной структурой и высокой стойкостью в услов абразивного износа.

В четвертой главе рассмотрена роль диффузионных процессов в формирова структуры стали Г13п, предложены технологические варианты формирования структуры порошкового высокомарганцовистого сплава. Определена методика расчетной оце

времени диффузионной гомогенизации сплава по известному значению D (с) . Исследи

формирование гетерогенной структуры порошкового материала, легированного хромоь

Выделены основные факторы, влияющих на протекание диффузионной эгенизации. К таким факторам отнесены: исходная пористость заготовки, гул о метрический состав компонентов шихты, агрегатное состояние компонентов в дессе спекания, последовательность выполнения технологических операций, чистоты эсферы спекания (наличие паров воды и кислорода), температуры и времени спекания, [ень чистоты использованных компонентов порошковой шихты. Влияние этих факторов матривается на примере формирования структуры порошковой стали Г13п..Предлагается >нченная технологическая схема получения такой стали. Анализ структуры сплава на [ень гомогенизации с помощью электронного микрозонда подтверждает высокую степень згенности материала, получаемого по предлагаемой технологии. Степень гомогенизации та зависит от времени спекания прессовок (рис. 10 и И). Удовлетворительная эгенизация стали Г13п, в сравнении со сталью 110Г13Л достигается уже при 20 мин ания. Выброс содержания марганца на графике (рис.-?а) соответствует прохождению I микроэонда по включению оксида марганца.

7 Г1Эп 110Г13Л Ре

Мп \ Мп \

-Л —~ \

РисШ Распределение марганца: а -встали ПЗп (спекание5мин, 1200°С ); б - в литой стали 110Г13Л .

V ■нопзп

Мп \

V*""*'

РисМ. Распределение марганца: а - в стали Г1 Зп(спекание 20мин, 1200°С); б-в литой стали 110Г13Л.

а б

При использовании порошков крупных фракций отмечается все еще низкая ценность даже при увеличении времени спекания вдвое (рис.12).

Отмечается целесообразность применения подобных технологий для получения их легированных сплавов, когда представляется возможность вводить в состав компонентной шихты лигатуру с температурой плавление ниже температуры спекания

пористой заготовки. Для реализации наиболее высоких значений коэффициентов диффу растекания определена оптимальная пористость прессовок (28...30% ). При более высо пористости резко снижается прочность сырых прессовок с одновременным ухудшением их

Л'ч /УЧ

I

Мп -V

13% Мп 75 мкм Н—I ¿М-

Фон Ре к4

Рис12, Распределение марганца в стали Г13п, спекание 1200°С ,40мин. В шихте крупные фракции ферромарганца ( 160...240мкм )

пропитываемости жидкой фазой. Исключение диффузии растекания в пористой прессо сильно затрудняет гомогенизацию сплава (рис. 13). В образцах, полученных по схеме натр« мин, 1150°С+ГШ и подвергнутых последующему спеканию (1200°С,10,20,120 мин), образуе жидкая фаза, сохраняющаяся до 120 минут. После остывания образцов происхо кристаллизация тройной эвтектики уРе+-уМп+(Ре,Мп)3С. С увеличением времени спека растут размеры эвтектических включений с понижением содержания в них марганца (рис.1

а б в

Рис. 13■ Микроструктура образцов, полученных по схеме: нагрев (3 мин, 1150°С) + ГШ + спекание 1200° С (а - 10; б - 20; в - 120мин).

Определено, что температура спекания 1200+10°С является оптимальной для рения гомогенизации рассматриваемого сплава. Понижение температуры спекания не печивает расплавление ферромарганца, а спекание при более высоких температурах ет привести к оплавлению прессовок.

Мп,%

2$,а%\ л а,» 1ЦЯ

/ ( \ >

=7- V } VI \ 1 J 1 1 1

10 тш 20 иш 120 ии 1

15 30 45 15 20 45 иш

15 30 45

Рис. IV. .Распределение марганца в эвтектических включениях при различной продолжительности спекания.

С учетом того , что время гомогенизации сплава существенно определяет конечные псо-механические свойства порошковых материалов и является одним из важнейших алогических параметров при изготовлении таких материалов предложен расчетный >д оценки этого параметра.

Особенности механизма формирования структуры стали Г13п, позволили при ете времени гомогенизации упростить физическую модель процесса. Так как объемная £узия проходит на границе каждой частицы порошка ,то для упрощения задачи матривалась диффузия на примере одной частицы, имеющей сферическую форму.

Приняв выявленную в ходе исследований зависимость коэффициента диффузии от

(ентрации в виде О — Х)0 + (X С, где I) 0 - коэффициент

|узии при С —> 0 ; (X - угловой коэффициент ;С - концентрация , формулируется вая задача в сферической системе координат для расчета С(гД):

дс (п пЛдгС (дСЛ1 2(п пЛ5С [0, г<г0

- г=0 д = 0 ,где Г - расстояние от центра частицы ; 1 - время ; С - концентрация

в сплаве. После подстановки и = —5— (£)0 + аС)2 поставленная задача принимает вид:

2 а

ди_ д(

ди

Иг

= л/2а и

(д2и | 2 дил дг2 г Зг

. С {г,0) =

2а

2а

г<г„

Переход к разностному уравнению приводит к выражению

и/+1 — и

Здесь Т и Ь - шаг разностной схемы по I и г. После преобразований уравнение решается методом прогонки. Прогоночные коэффициенты (верхний индекс опущен)

а -_^__/, = связаны с параметрами задачи формулами:

1+1 Л ' /+1 у< __

4-«л Д-ад

А> =1 + 2сгЛ/2ам7^1 + -| 5/ = о-^аы/^ + С/ =сг^1аи{, Г</ =«/.

Выбор Л осуществлялся из условия удобств практического использовав

полученных результатов, т.к. анализ выбранной разностной схемы на устойчивость дает

устойчивость при любом соотношении к и .

25 20 15 10

5

О

Рис.1 Ь. Расчетные концентрационные кривые: 1- 5мин.;2- 7мин.;3-15 мин.;4 ■ 20 мин. спекания.

4 6 8 Г, мни

Расчетные концентрационные кривые приведены на рис 15. Определено время гомогенизации, которое составило 18 - 20 мин, что согласуется с экспериментом.

В пятой главе предлагаются практические рекомендации по использованию ультатов исследования процессов диффузии. Отмечены оптимальные составы порошковой сты (по общему содержанию углерода и марганца ): С = 1,5% ;Мп = 15%.

Изложены результаты исследований механических свойства стали Г13п в исимости от условий и времени спекания прессовок (табл. 1.).

Таблица 1 .Механические свойства стали Г13п в зависимости от условий и

времени спекания прессовок.

Марка порошка Условия спекания Время спекания, мин Содержание углерода, % сгв, Мпа §. %

ПЖЗМ ПЖЗВМ В трубчатой проходной печи 20 20 1,15 1,15 500 600 6 8

ПЖЗМ 20 1,1 800 16

ПЖЗВМ ПЖЗВМ ПЖЗМ В закрытом контейнере 20 40 120 1Л 1,1 1,0 850 900 870 20 22 25

ПЖЗВМ 240 0,78 920 39

Отмечается различие в износостойкости при таких условиях нагружения сталей п и 110Г13Л: с повышением удельных давлений и приложением ударных нагрузок енсивность упрочения стали Г13п возрастает в сравнении с литой сталью. Анализируется актер изнашивания поверхностного ело? образцов путем исследования структурных ценностей сталей, подвергнутых испытаниям. Микрострукгурным анализом установлено, в поверхностном слое контактной области образца из стали 1 ЮГ 13л в процессе шшвания интенсивно развиваются глубокие трещины распространяющиеся имущественно по границам зерен. Естественно ,что при наличии микротрешин утигозернистой структуре литой стали происходит более быстрый отрыв частиц металла и пветственно ускоряется износ контактной поверхности в сравнении с образцами из козернистой стали Г13п , в которых не наблюдается образование таких дефектов в грхностном слое . Ходовые испытания втулок из стали Г13п в подвеске электровоза вали, что они отличаются повышенной износостойкостью в сравнении со втулками из эй стали 110Г13Л.

[ЦИЕ ВЫВОДЫ

Разработана методика изучения поверхностной диффузии и диффузии растекания в гстых прессовках для системы Fe - Мп . Установлено , что коэффициент поверхностной фузии D„0B. на 5 порядков больше коэффициента объемной диффузии D0e, a D раст на 7 щков больше Do6.

:Ы основе исследования диффузионных процессов в пористой прессовке сделано нование технологических параметров получения из порошковой смеси стали Г13п,

обладающей характеристиками прочности и пластичности , близкими к свойствам лито катаной стали 1 ЮГ 13 .

3. Установлен диффузионный механизм формирования структуры порошковой стали Г1 заключающийся в расплавлении ферромарганца, быстром распределении его по поверхнс порошинок при диффузии растекания и объемной диффузии марганца и углерода : твердофазном спекании.

4. Наиболее благоприятным условием для быстрого растворения марганца ,углерод: формирования аустеншной структуры стали ПЗп является спекание прессовок с пористое 26 ... 30% при 1200°С . В прессовках с низкой пористостью и в беспористых заготовка> поликомпоненгной шихты диффузионная гомогенизация сплава резко замедляется.

5. Разработан метод расчета эффективных коэффициентов взаимной диффузии О (<

(зависящих от концентрации), основанный на аппроксимировании эксперименталь концентрационной кривой в виде степенного полинома. Весь процесс расчета проводите« ЭВМ, включая и получение исходных данных из концентрационных кривых.

6. Изучена взаимная диффузия в системах Ре гш с марганцем, никелем, хромом. Установлю

что в этих системах (с) имеет более высокие значения, чем в системах Р^С-ййТ/

этими элементами. С повышением температуры различие I) (с) возрастает. ' объясняется способностью горячешгампованного железа за счет остаточных микро генерировать избыточные вакансии в процессе отжига. Полученный результат является < одним экспериментальным подтверждением преобладания вакансионного механи диффузии для систем, образующих твердые растворы замещения.

7. В диффузионных парах ферромарганца со сталями установлено уменьшение знача

-О (с) в сравнении с величиной I) ( С ) дая диффузионных пар ФМп - Ре, что объясняе взаимодействием карбидообразующего элемента - марганца с атомами углерода. I

использовании некарбидообразующего элемента - никеля изменения /3 (С) наблюдается.

8. Определен параметр взаимной диффузии и получено уравнение для системы Регш - Ф]

позволяющее вычислить значения при различных концентрациях компоненте

температуре в условиях опыта

9. Разработан метод расчета распределения концентраций в диффузионной зоне

известковой концентрационной зависимости коэффициента взаимной диффузии (<

Расчетная концентрационная кривая хорошо согласуется с экспериментальной

10. Разработана методика расчетного определения времени диффузионной гомогенизш порошкового сплава по известному значению коэффициента взаимной диффузии, зависящ( от концентрации.

11 .Установленные в ходе исследований технологические параметры получения порошке стали ПЗп с высокими характеристиками прочности и пластичности были применены 1 изготовлении опытной партии втулок подвески электровоза. Проведенные сравнителы испытания этих деталей выявили их повышенную износостойкость по отношению к ли стали ПОПЗЛ.

Основные положения диссертации изложены в следующих работах:

1. Жердицкий Н.Т., Голованов A.A. Математическое моделирование процесса гомогенизации сплава при спекании // Тез. Докл. Респ.Научно-техн. Конф. -Ташкент, 1985, - с 7-9

2. Жердицкий Н.Т., Голованов A.A. Расчет времени гомогенизации порошковых тел, получаемых из поликомпонентной шихты // Известия СКНЦ ВШ, серия технические науки, 1986, № 8,с 14-16

3. Жердицкий Н.Т., Голованов A.A. Диффузионные процессы в порошковых материалах / Депонир. 1987, бюлл. №224, НИИТЭМР, 110 с.

4. Жердицкий Н.Т., Голованов A.A., Ренуха В.А. Применение сглаживающего сплайна при исследовании процессов диффузии в порошковых материалах // Тез. Докл. Научно-техн. Конф. - Новочеркасск: НПИ, 1988, - с 11-12.

5. Голованов A.A., Рекуха В.А. Использование сплайнов в моделировании диффузионных процессов порошковых материалов.// Тез. Докл. Всесоюз.Научно-техн. Конф. - Новочеркаск, 1988, - с 8-9.

6. Голованов A.A., Подтозный Н.П., Георгица В.И., Бондаренко С.А. К вопросу об учете концентрационной зависимости коэффициентов диффузии при диффузионных расчетах в порошковых материалах.// Тез. Докл. VII Всесоюзной научно-технической конф.-Новочеркасск, 1988,-с 21-22.

7. Жердицкий Н.Т., Голованов A.A., Жердицкая Н..Н., Селевцова И.В. Дифференцированная схема горячей штамповки порошковых изделий // MaTep.XXXXVI науч.техн.конф. - Новочеркасск:, 1997, - с 24-25.

8. Жердицкий Н.Т., Голованов A.A., Жердицкая Н..Н., Селевцова И.В. Процесс гомогенизации порошковой стали // MaTep.XXXXVI науч.техн.конф. -Новочеркасск:, 1997, - с 37-38.

9. Жердицкий Н.Т., Жердицкая Н. Н.,Голованов A.A. Порошковая высокомарганцовистая сталь / Депонир. 1997, бюлл. №2801-В97, ВИНИТИ, 118 с.

10. Жердицкий Н.Т., Голованов A.A., Жердицкая Н..Н. Диффузионное легирование горячештампованных порошковых материалов // В сб. науч.трудов ЮРГТУ (НПИ) Поршковые икомпозиционные материалы и изделия. - Новочеркасск:, 2000, - с 3132.