автореферат диссертации по металлургии, 05.16.06, диссертация на тему:Формирование структуры и свойств порошковых сталей при цементации и высокотемпературной термомеханической обработке

РГ6 од

2 О СЕН

МИНИСТЕРСТВО ВЫСШЕГО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РЕСПУБЛИКИ АРМЕНИЯ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ИНЖЕНЕРНЫЙ УНИВЕРСИТЕТ

АРМЕНИИ

На правах рукописи

АББАС Алаа Эльдин Абдиллатиф

УДК 621. 762:621.78:620.22

ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ ПРИ ЦЕМЕНТАЦИИ И ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ТЕРМОМЕХАНИЧЕСКОЙ

ОБРАБОТКИ

Специальность 05.16.06 - Порошковая металлургия и

композиционные материалы

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

ЕРЕВАН - 1993

Работа выполнена на кафедре «Материаловедение» и в проблемной лаборатории «Порошковой металлургии» Государственного инженерного университета Армении.

Научный руководитель - кандидат технических наук

МАМЯН С.Г.

Официальные оппонены - доктор технических наук

КАРАПЕТЯН Г.Х. - кандидаттехническихнаук АПОЯН Г.С.

Ведущее предприятие - Научно-производственное объединение «Порошковой металлургии» Армении (г. Ереван)

Защита состоится « 17 » сентября 1993 г. в 11но часов на заседании специализированного Совета К 055.03.05 Государственного инженерного университета Армении.

Адрес: 375009, г. Ереван, ул. Теряна, 105.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Университета.

Автореферат разослан «10» августа 1993 г.

Ученый секретарь

специализированного Совета^^Г^ С.Г. АГБАЛЯН доктор техн. наук .^^

I. ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

1.1. Актуальность работы. Создание высокопрочных материалов с высоким сопротивлением усталости и не склонных к хрупккому разрушению является проблемой первостепенной важности.

Решение этой проблемы связано с изучением явлений хрупкости и усталости, так как именно высокая склонность к хрупкому разрушению и низкое сопротивление усталости сдерживают применение металлов и сплавов в высокопрочном состоянии в конструкциях. К настоящему времени удалось увеличить предел прочности стали до 2500 - 3500 МПа, однако предел усталостии той же стали остался на уровне 300-400 МПа, т.е. таким же, как и для стали с пределом прчности менее 1000 МПа. Это обусловлено тем, что сталь в высокопрочном состоянии обладает низ-кимм сопротивлением распространению трешины.

Одним из перспективных путей повышения конструкционной ппрочности металлов и сплавов является термомеханическая обработка (ТМО). Исследования показывают, чтоприн правильном выборе схемы и режимов ТМО, т.е. путем ПТМО, ВТМО и ПТМО+ВТМО, можно достигнуть значительного повышения комплекса механических свойств. В этой связи очень эффективным процессом являеется химико-термическая обработка (ХТО), в частности цементация в сочетании с ТМО. Такая комбинированная технология даст возможность существенно повысить как прочностные свойства (сг/>,ао,2,<7— 1 >. так и пластичность, в том числе сопротивляемость к хрупкому разрушению (сг,1/\КСи,КСТ). Именно с этих позиций обосновывается актуальность темы диссертационной работы, формулируются цели и задачи исследования.

1.2. Цель и задачи исследования. Целью диссертационной работы является установление закономерностей формиронания структуры и свойств порошковых цементованных сталей при термомеханнческоп обработке и разработка технологии получения высокопрочных цементованных и квазицементованных сталей, сочетающей процессы порошковой металлургии, цементации и ТМО. Для достижения этой цели поставлены и решены следующие задачи:

- установить оптимальные параметры и требования, предъявляемые к цементованным заготовкам для ВТМО, и разработать технологию их получения;

- исследовать различные схемы ТМО низкоуглеродистых, высокоуглеродистых и цементованных порошковых сталей с целью установления оптимальных температурно-деформационных режимов;

- изучить механические свойства (ст/,;сто.2;ст—1 А^'>КСи,КСТ), провести рентгеноструктурные и электронномикроскопические исследования, выявить механизм упрочнения порошковых цементованных сталей при ТМО;

- разработать технологию получения высокопрочных квазицемен-тованных порошковых сталей и изделий, исключающую диффузионный процесс цементации, с применением ТМО и дать рекомендации для внедпения.

1.3. Научная новизна. В соответствии с поставленной задачей исследования:

- разработана технология получения квазицементованных порошковых заготовок с требуемыми параметрами науглероженного слоя, позволяющая осуществлять термомеханическую обработку цементованных сталей;

-выявлены особенности механизма и кинетики водородного охруп-чивания. Установлено, что при ВТМО порошковых сталей общее количество водорода, находящегося в виде твердого раствора внедрения и в молярном состоянии, аккумулированного в порах, может достигнуть 12-20см3/г металла;

- установлены оптимальные температурно-деформационные параметры термомеханической обработки цементованных и квазицементованных порошковых сталей, обеспечивающих наилучший комплекс механических свойств;

- составлен алгоритм построения гистограмм распределения аусте-нитных зерен по размеру;

- установлены закономерности формирования структуры и свойств порошковых цементованных и квазицементованных сталей при высокотемпературной термомеханической обработке. Достижение высокой усталостной прочности и сопротивляемости к хрупкому разрушению объясняется образованием развитой фрагментированной субструктуры и усилением процесса двухфазного распада мартенсита.

1.4. Практическая ценность и реализация результатов. Разработана технология получения высокопрочных цементованных и квазице-

монтованных порошковых деталей с применением ТМО, которая исключает длительный процесс цементации.

Составлен технологический регламент с технико-экономичным обоснованием, который передан предприятием СНГ для внедрения.

1.5. Апробация работы. Основные результаты и положения диссертации доложены и обсуждены на:

- Всесоюзной научно-технической конференции «Применение порошковой металлургии в народном хозяйстве» (г. Ереван, 1990 г.);

- Всесоюзном научно-техническом семинаре «Структурообразова-нис металлов и сплавов при горячей деформаации» (г. Москва, 1991 г.);

- Межвузовском научно-техническом семинаре «Композиционные материалы с функциональными свойствами»(г. Ереван, 1991 г.);

- Межвузовском научно-техническом семинаре «Структура и свойства сплавов в зависимости от технологии получения и термообработки» (г. Ереван, 1992 г.).

1.6. Публикации. Основные результаты исследований опубликованы в 3 статьях.

1.7. Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, шести глав и общих выводов, изложена на/4<?страницах машинописного текста и включаетЩ рисунков, Ытаблиц и литературу из )2.Ънаименований.

2. СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы диссертационном работы, сформулированы основные положения, выносимые на зашиту.

2.1. В первой главе дан анализ процессов цементации, методов их интенсификации и механизма упрочения. Выявлены основные структурно-концентрационные параметры, формирующие эксплуатационные свойства цементованных сталей.

Рассматриваются структурные и термодинамические особенности процесса цементации порошковых материалов. Отмечается ускорение диффузионных процессов атомов внедрения, в частности углерода. Показана эффективность термомеханического упрочнения цементованных порошковых сталей.

Анализ малочисленных работ по термомеханической обработке цементованных компактных и порошковых сталей показывает, что существуют ряд технологических проблем, которые практически делают невозможным или неэффективным осуществление объемной ТМО при изготовлении цементованных деталей. Основная проблема - получение заготовок, требуемых форма-размеров со сравнительно толстым наугле-роженнымслоем (2-4 мм) и благоприятной формы кривой распределения углерода по сечению, применение к которым ТМО обеспечивало бы равномерность степени деформации по объему и стабильность концентрации углерода по всей поверхности.

Развитие исследований, направленных на решение этих проблем и других технологических задач, представляет большой нахчный и практический интерес.

2.2. Вторая глава посвящена выбору исходных материалов, подготовке контрольно-измерительной аппаратуры и разработке методики п роведен и я иссл едова н и й.

Исследование влияния ТМО на структуру и свойства стальных спеченных материалов, полученных по традиционной технологии порошковой металлургии,проводили на заготовках прямоугольного и круглого сечения с использованием прокатки или экстру .инк

Для выяснения влияния качества исходной шихты на стрхктурч и свойства получаемых материалов были выбраны различные 'железные

порошки, отличающиеся степенью чистоты (табл. 1), а также формой и дисперсностью порошковых частиц.

Спрессованные образцы спекали при температуре 1150°С в течение 1,5;2;2,5;3;3,5 часов в проходной печи, в среде водорода (точка росы -2ГС).

Таблица 1. Химический состав железных порошкок

Марка Порошков Содержание элементов, %

Fe С Si Mn S P 0|

А2 99,98 1,4 • I0~z 4-10-4 1 •Ю'4 - - 1

ЦНИИЧМ 99,60 - 0,02 0,03 0,008 0,017 0,15

ПЖ1М 98,50 0,08 0,20 0,50 0,20 0,20 0,50

Разработан ы и исследованы две принципиально разные технологи и получения цементованных заготовок для ВТМО:

I > цементация в процессе спекания;

2) получение квазицементованных заготовок поочередным прессованием высокоуглеродистого поверхностного слоя и малоуглеродистой сердцевины водной пресс-форме. Нагрев образцов перед ТМО осуществляли в соляной ванне.

Прроводились статические испытания на растяжение с записью на испытательной машине "division-19" Adamel (homargy со скоростью приложения нагрузки У<7,= 1 мм/мин. По диаграмме растяжения определялись <71,,СТ<),2, У'.

Ударную вязкость - KCU и работу распространения трещины -КСТ определяли на образцах 10x3x55 мм. КСТ определяли по методике Дроздовского. Треещину, глубиной I мм, наводили на вибраторе от дна острого надреза; испытывали на копре D/N. Глубина трещины контролировалась оптическим микроскопом.

Усталостные испытания проводились на установке МУИ-6000 при симметричном нагружении R=-l.

Кривые распределения размеров аустенитнного зерна строили по методу случайных секущих. Подсчет размеров хорд проводили на приборе ПМТЗ с использованием окуляр-микрометра. Для построения гистограмм распределелния аустеничных зерен по размерам разработана новая методика, составлен алгоритм построения гистограмм. Программа написана на языке Бейсик и реализована на ЭВМ ЕС-1840.

Изучали также тонкую структуру мартенсита методом электронной микроскопии на просвет на электронном микроскопе УМ В100.

Содержание углерода в мартенсите, еготетратональность и степень распада определяли путем анализа дифракционной линии {211 }а по методике, разработанной в Московском институте стали и сплавов. Съемку линии проводили по точкам на установке УРС-50ИМ.

2.3. В третьей главе исследовано влияние различных схем ТМО на механические свойства низкоуглеродистых и высокоуглеродистых сталей.

Цементованные и тем более квазицементованные порошковыеста-ли можно рассматривать как двухслойный композит, поверхностный слой которого является высокоуглсродистым, а сердцевина - низкоуглеродистой сталью. Исходя из этого изучено влияние различных схем ТМО на структуру и свойстваа порошковых сталей П25, П35, и ПУ8.

Учитывая, что упрочнение порошковых материалов может быть достигнуто путем уплотнения (холодной или горячей деформацией) и последующей термической обработкой исследовали две основные схемы термомеханической обработки ПТМО и ВТМО. Эти схемы, а также их сочетание с ПТМО+ВТМО, органически вписываются в технологический процесс получения компактных порошковых сталей.

Комплекс выполненных исследований позволил разработать технологию получения высокопрочных поршковых сталей и установить оптимальные температурно-деформационные параметры.

При проведении лабораторных экспериментов и при опробовании различных схем ТМО в заводских условиях были использованы следующие схемы деформирования: прокатка, экструзия и штамповка. Предварительная холодная деформация осуществлялась путем прокатки или гидроэкструзии. Установлено значительное повышение свойств во всем интервале исследуемых температур отпуска: 250,300,400,500,600°С (рис.1).

Так. для поршковой стали с 0,8% углерода, после ПТМО+ВТМО с оптимальными режимами (холодная деформация при Л=30%, ВТМО при Л=50%, закалка и отпуск при 300°С), предел прочности ст/,=2000 МПа, предел текучести сто,2=1800 МПа при относительном удлинении ¿=8-10% и относительном сужении ^=20%,. При повышении температуры отпуска до 400°С, прочностные свойства заметно снижаются: оц= 1420 МПа; ао,2=1230 МПа, ¿=13%, ^'=35%. Даже при отпуске 250°С сталь обладает достаточной эластичностью: относительное удлиненнсй~6% и

относительное сужение 12 % при высокой прочности (ст/>=2100 МПа, сго,2» 1900 МПа).

Исследование влияния времени выдержки при нагреве в соляной или свинцовой ванне на эффект упрочнения при ПТМО порошковой стали с 0,8 % С показало (табл. 2), что оптимальное время выдержки для получения максимального комплекса механических свойств зависит от чистоты исходных порошков и составляет 5 минн (для порошков А2, числитель) и 8 мин (для порошков ЦНИИЧМ, знаменатель). Дальнейшее увеличение времени выдержки приводит к постепенному уменьшению эффекта упрочнения.

Таблица 2. Изменение механических свойств после ПТМО порошковой стали с 0,8% С в засисимости от продолжительности выдержки при нагреве под закалку в соляной ванне (ЗОО'С)

Г Продолжительность оь, от, д, </'>

выдержки, мин. МПа Мпа % %

2 1870 1670 5 6

1800 1580 4 5

5 1950 1720 6 8

1920 1690 Ъ 7

8 1980 1660 6 10

1990 1720 5 8

15 1800 1550 3 6

1820 1600 4 8

1 30 1680 1460 2 6

1 1720 1500 2 4

Влияние исходной пористости, схемы и степени деформации на эффект упрочнения при ВТМО изучали на образцах лоршковой стали 35 из карбонильного железа. Результаты испытания образцов (табл.3) показали, что чем больше исходная пористость, тем больше должна быть степень обжатия при ВТМО для получения наилучшего комплекса механических свойств. При одинаковой суммарной деформации (холодной и ВТМО), свойства после ВТМО пористого материала получаются выше, чем после ВТМО предварительнно уплотненного материала. По-видимому, исходная пористость задерживает развитие рекристаллизации, а также рост зерна в процессе ВТМО. Установлено, что оптимаальная пористость до ВТМО составляет 10-12%.

Испытания образцов после ВТМО порошковой стали с 0,8% С

показали, что с увеличением содержания углерода аффект упрочнения возрастает. Прирост максимальной прочности после ВТМО по сравнению с контрольной обработкой составляет: по пределу прочности 700 МПа, по пределу текучести 720 МПа.

Таким образом, ВТМО и ПТМО+ВТМО порошковых спеченных заготовок обеспечивает получение достаточно высоких комплексов механических свойств, что объясняется созданием сильно развитой субструктурой мартенсита.

Таблица 3. Влияние исходной пористости на механические свойства образцов порошковой стали 35 после ВТМО.

Пористость

до ВТМО,

7

/о

Схема деформации

Степень деформации при ВТМО,

7

_/о_

Механические свойства после ВТМО при отпуске 250°С

оь, МПа

оо.г. МПа

д.

%

7

/о

10-12 10-12 10-12 6-8 6-8 0-1 0-1

18-20

10-12

6-8

П

Р о к а т к а

э к с

т р

у

3 и я

30 50 70 30 50 30 50

70(Д,с/,=4> 80 (Л ^=6,25.) 87(Д,У,=Я) ""

70а,я=4)

80ак7,=6,25)

87(Д/ф=8Х

70 а К7,=4)

80(Дкр=6,25)

87(^=8)

1600 1820 1920 1700 1850 1800 1700

1680, 187р. '>"820

1780

1940'

1800

1960 1900 1720

1500 1680 1760 1560 1720 1700 1500

1600

1720.

1650

1660 1800 1670

1780 1760 1580

2 4 8 4 6 6 4

4 8 6

8 12 К)

10 К) Ь

16 20 8 22 И) 10

8 16 IX

18 25 20

24 20 К)

Результаты ударной вязкости (KCU) и работы распространения трещины (КСТ) после ВТМО, комбинированной ТМО и контрольной обработки для порошковых сталей с содержанием 0,25, 0,35 и 0,8% С представлена на рис.1. Все исследованные стали после термомеханической обработки имели более высокую вязкость по сравнению с контрольной обработкой во всем изученном интервале температур отпуска. Прирост ударной вязкости KCU достигает 0,3...0,4 МДж/м2, а работы распространения трещины КСТ-0,2...0,3 МДж/м2.

Незначительное различие в свойствах, определенных при статических испытаниях, после отпуска при теемпературах 400°С и выше, еще не означает, что структурное состояние стали после ТМО и контрольной обработки практически одинаковое. Применение более жестких методов испытаний (определение KCU и КСТ) позволяет выявить существенное различие в свойствах при указанных режимах (рис.1).

2.4. В четвертой главе изложены экспериментально теоретические исследования процессов получения компактных цементованных и ква-зицементованных сталей с применением ТМО.

Анализ результатов показывает, что при помощи различных схем ТМО можно достигнуть значительного повышения комплекса механических свойств как ннзкоуглеродистых, так и высокоуглеродистых сталей. Учитывая, что цементованные детали после закалки подвергаются низкотемпературному отпуску, при котором обычно реализуется максимальный эффект ТМО, то путем термомеханического упрочнения можно достигнуть значительного повышения эксплуатационных свойств це м е н то ва н н ы х д ста л е й.

В настоящее время ВТМО цементованных деталей с применением объемной штамповки ковки или экструзии практически невозможно. ДлЯ осуществления ВТМО литых деталей необходимо их подвергать цементации перед ВТМО. Однако, учитывая неравномерность деформации заготовок, особенно поверхностного слоя, для получения цементованного слоя на изделиях порядка одного мм, необходимо обеспечить толщину слоя на заготовках порядка 3-4 мм. что связано с большшими выдержками при цементации (40- 100ч), а следовательно, трудозатратами.

Разработаны и исследованы две технологии получения цементованных заготовок для ВТМО:

1) цементация в процессе спекания пористых заготовок;

2) получение кказицемеитованн'ых заготовок поочередным холод-

0,35 У, С

—■ТМО ЛОСАЕ ОЯЕ®-

■0Д01НЖНЯАНИЯ. — —КОНТРОЛЬНАЯ " ОШРАвеГКА.

о,«

0,7 0.6 0.В 0.4

о.з 0.2 ои

0.7 0,8 0.8 0,4 0.3 0,2 0.1

- 0.8X0___________

---■тмо после овез-■ОАОРОЖИ1ЛНИЯ. г — ПТМО, А«ЭОХ +

♦ ■ТМО, Л. в ШОУ. "

—ВТРЮ С ТЕМП1РЛ-__

ТУРЫ СПЕКАНИЯ. ^

—птмо аох^втмо шоу..

---КОНТРОЛЬНАЯ

ОЯРАЮТКА.

300 400 500 600

ТЕМПЕРАТУРА

300 400 500 600 ОТПУСКА,"С

Рис. 1. Влияние режима обработки и нолоролного охрупчивания на работу разрушения образцов порошковой стали с мягким надрезом (КСУ) и с трещиной (КСТ).

ным прессованием высокоуглеродистого поверхностного слоя и малоуглеродистой сердцевины в одной пресс-форме.

Основной характеристикой для выявления эффекта ТМО нами выбрана усталостная прочность при чистом изгибе.

При цементации в процессе спекания после ТМО и окончательной шлифовки отмечался сильный разброс значений по твердости (45-60 НЯС). Безусловно, аналогичные результаты имеют место и при традиционных методах цементации (длядлинномерных деталей, типа усталостных образцов) как компактных, так и поршковых заготовок. Это приводит к сильному разбросу показателей усталостной прочности и снижает предел выносливости почти на 50 % по отношению с квазице-ментованными сталями. Так, после ВТМО с экструзией (ДКр=6) цементованной стали П20 предел выносливости 0—1=400-500 М Па, а для ква-зицементованной стали а—1=720-740 МПа.

Технология получения двухслойных - квазицементованных заготовок позволяет получить заготовки под горячую деформацию со следующим распределением углерода по сечению: наружный слой 2-4 мм, постоянная концентрация угглерода 0,8-0,9%; сердцевина 0,15-0,35% С. В соответствии с основными характеристиками цементованных деталей эта технология обеспечивает, получение наилучших характеристик цементованных заготовок для'ВТМО.

Заготовки после спекания и подстуживания или после повторного нагрева до 900° С подвергались экструзии, максимальный эффект ВТМО обеспечивается при степени деформации 50-90%, в зависимости от исходной пористости. После горячей деформации образцы подвергались немедленной закалке и низкому отпуску 200-300°С.

Как видно из рис. 2, концентрационная кривая имеет благоприятную форму для осуществления ВТМО. Это обеспечивает стабильности твердости после ВТМО и окончательной механической обработки (Н1?С=60-62). Результаты испытаний усталостных образцов, полученных по предложенной технологии, приведены на рис. 2.

Исследовано влияние содержания углерода в сердцевине на уста-постные характеристики углеродистых и легированных сталей (рис. 3). При оптимальных режимах ВТМО для стали П20 предел выносливости 7-1=740 МПа, а для стали П30 ст-1=820 МПа. Для легированной стали П12ХНЗА с увеличением содержания углерода в сеодцевине до 0,3 % предел выносливости возрастает от 720 до 960 МПа

В работе изучено влияниетолщи'ны цементованного слоя на предел

05 1Л 1.5 2.0 2.5 10 15 4.П 4,5 РАССТОЯНИЕ ОТ ПОВЕРХНОСТИ, ММ

Рис. 2. Технология изготовления квазицементог.анных заготовок и влияние времени выдержкии при спекании на расмреде-ление углерода в диффузионной зоне: 1,2,3,4 - до деформи-рованаия; )1,2*.4 - после деформирования.

6.,. МПа

Сэч.МПа

ш

Ш* 10' !01 ш

N, ииклы

I. G-, СЕРДЦЕВИНЫ. КТО. 2. G., КВАЗИНЕИ. СТ.,

N. циклы КТО. 3.&,КВ<Ш1ЕМ.СТ..ВТИП. л.*,-ь

би. МПа

(НЯ БАЗЕ Ю7

БП 3D 120 I5D IB0 ВРЕМЯ СПЕКАНИЯ.МИМ СПЕКАНИЕ ПРИ IISD'C, BTMD. А„-Б

б.,.мпа

(НЯ БАЗЕ 1Q7)

5 tD 15 2D 25-ГЛУБИНА ЦЕМЕНТД11ИИ, % DT d nPVTKO

Рис. 3. Усталостная прочность киазицементоианной стали после различных обработок.

выносливости поршковых сталей после ВТМО (рис. 3). Установлено, что максимальные усталостные характеристики достигаются при толщине квазицементованного слоя 15-20уо от диаметра образца.

Изучали также влияние времени спекания на форму концентрационной кривой по углероду в переходной зоне и на эффект упрочнения при ВТМО квазицементованных заготовок. С использованием методики Маттино и результатов послойного химанализа при помощи зависимости x=kVr (к- определяли экспериментально), строили кривые распределения углерода в диффузионной зоне квазицементованных сталей (рис. 2). Полученные серии кривых показывают, что активное диффузионное перераспределение происходит в основном в первые два часа.

Установлено, что спекание при времени выдержки 1,5-2,0 ч. приводит к благоприятной форме распределения углерода в диффузионной зоне, которой соответствуют максимальные характеристики усталости (рис. 3). Так, поелк ВТМО (AK/,=6) квазицементованных заготовок, полученных при спекании 1150°С с выдержкой 2 ч: a— i =730 МПа для стали П20, а-1=830 МПа для стали П30, а_)=980 МПа для стали ПЗОНЗА.

2.5. В пятой главе изложены механизм и кинетика водородного охрупчивания, установлены меры, иекключающие это явление.

Водород в сталях находится в твердом растворе иле скапливается в порах. Хрупкость, обусловленная водородом, проявляется тем резче, чем выше прочность материала и меньше его растворимость в кристаллической решетке. Наиболее сильно охрупчивание надлюдается в закаленных сталях с мартенситной структурой.

Очевидно, что при спекании стальных пористых заготовок в среде водорода происходит их наводороживание. При 910°С растворимость водорода в Fey ссоставляет 6,5 см3/100 г, а при температуре спекания (1150°С) - 8 см3/100 г. С этих температур часто и производят уплотняющую горячую обработку давлением.

При этом происходит захлопывание пор. Это и является причиной флокенообразования после ковки, штамповки и эккструзии, приводящей к резкому снижению показателей пластичности и характерному интеркристаллитному излому.

Установлено, что при прямом ВТМО порошковых сталей общее количество водорода, находящегося в виде твердого раствора внедрения и в молярном состоянии, аккумулированных в порах, достигает 12-20 см3/100 г металла. Часть образцов после спекания подвергали вакуум-

ному отжигу при температуре 500-550°С (обезводороживание), после чего осуществляли ВТМО с анологичными режимами.

Водородное охрупчиваниее снижает механические свойства, особенно при жестких методах испытаний. Так, для стали ПУ8 после КТО-<7/г=130МПа, 00.2-125 МПа, КСи=0,12 МДж/м2, КСТ=0,03 МДж/м2; после прямого ВТМО-а/г=1900,а0.2=1610, КСи=0,15, КСТ=0,08; после ВТМОсобезводороживанием-стл=2050МПа,ао,2=1730 МПа, КСи=0,38 МДж/м2, КСТ=0,2 МДж/м2.

Установлено, что ВТМО снижает влияние водородного охрупчива-

ния.

2.6. Шестая глава посвящена изучению особенностей структурных изменений при ТМО порошковых сталей.

Поставлена цель выявить структурные особенности порошковых стаалсй после ТМО, а также найти объяснение резкого повышения механических свойств. По кривым распределения величины зерна после различных обработок невозможно найти соответствия между механическими свойствами и размером аустенитного зерна, выявленного обычными методами травления. После различных режимовтсрмомсханического упрочнения зерна имели примерно одинаковый размер, соответствующий 10-11 баллам, хотя механические свойства отлиичались весьма существенно.

После обработки по схеме ПТМО+ВТМО удалось одновременно выявить малоугловые и большеугловые границы, а также фиксировать начало рекристаллизации.

Формирование механических свойств в большей степени зависит от субзеренного строения. Так, при травлении в пикриновой кислоте порошковой стали У8А после ПТМО+ВТМО довольно четко разделяются большеугловые границы крупных деформированных зерен, соответствующих 7 баллам, и границы субзерен, имеющих размер 8-10 мк. Одновременно удалось зафиксировать начало рекристаллизации. Соответствующий высокий\уровень комплекса механических свойств подтверждает неодназначность зависимости механических свойств от размеров боль-шеугловых границ и подтверждает существующее мнение, что эффект ТМО сохраняется до начала рекристаллизации.

Анализ влиянияя термомеханической обработки на содержание и распределение углерода в мартенсите после закалки и низкого отпуска показал, что в результате ТМО значительно снижается тетрагональ-ность мартенсита (1,025±0.002 после ВТМО. 1,032±0,001 после КТО) и

соответствующее ему содержание углерода в тетрагональном мартенсите (0,55±0,03 после ВТМО, 0,70±0,02 после КТО).

После ТМО увеличивается объем малоуглеродистого (% С < 0,3) -кубического мартенсита (0.48±0,02 после ВТМО, 0,16±0,03 после КТО).

ВТМО способствует процессу двухфазного распада и ускоряет процесс самоотпуска. На основании анализа микрофотографии, полученных электронной микроскопией на просвет, можно утверждать, что во всех случаях термомеханическая обработка приводит к изменению морфологии и субструктуры мартенсита После ТМО наблюдается измельчение кристаллов мартенсита, у вели чениее степени ихфрагментирован-ностии и общее повышение плотности несовершенств.

Составлен технологический регламенте техникоэкономичеекпмм обоснованием, который передан специализированным предприятиям СНГ для внедрения.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

3.1. Выявлены механизм и кинетика формирования диффузионных зон в цементованных и квазицементованных сталях. Установлены оптимальные параметры и требования, предъявляемые к цементованным заготовкам для ВТМО:

- большая глубина цементации (2-4 мм) в зависимости от степени деформации при ВТМО;

- точность по массе и по конфигурации, гарантирующая равномерность деформации прри ВТМО;

- благоприятная форма кривой распределит! углерода в цементованной зоне, обеспечивающая стабильность концентрации углерода и твердости на поверхности (0,8-0,9%С, 58-61 Н1?С> после ВТМО и окончательной механической обработки.

3.2. Разработана технология получения квазицементованных заготовок поочередным холодным прессованием высокоуглеродистого поверхностного слоя (0,8-0,9%,С) и малоугдеродистогой (0,2-0,35% С) сердцевины водной пресс-форме.

Формирование квазицементованных слоев исключаетдиффузнон-ный процесс и позволяет увеличить содержание углерода в сердцевине в

требуемых пределах, а такжеобеспечиваетстабильность концентрациии углерода в поверхностном слое.

3.3. Изучено влияние различных схем термомеханической обработки )ПТМО, ВТМО, ПТМО+ВТМО) на структуру и свойства поршко-вых сталей П25, П35 и ПУ8.

Наилучшее сочетание прочностных и пластических свойств наблюдается после ВТМО и ПТМО+ВТМО. Свойства после оптимальных режимов ТМО (Тсп=1150°С, тс„=1,5-2,0 ч; Т:,=900-950оС; Лкр=4,6 и 8 при 9=2-5, 10-15 и 20-25%):

П35 - ал= 1800-1900 Мпа; ао,2= 1680-1720 М па; ó=8- J 2 %; ^'=20-25%;

KCU=0,3-0,4 МДж/м2, КСТ=0,18-0,25 МДж/м2; ПУ8 - ст/,=2100-2150 Мпа; сто г= 1800-1900 М па; á=6-10%; </'= 10-20%;

KCU=0,15-0,8 МДж/м5, КСТ=0,1-0,15 МДж/м2;

3.4. Сформулированы технологические принципы и установлены оптимальные температурно-деформационные параметры ВТМО цементованных и квазицементованных порошковых сталей, обеспечивающие наилучший комплекс механических свойств.

С целью получения благоприятной формы распределения углерода в диффузионнной переходной зоне в квазицементованных сталях иссле-говано влияние времени выдержки (1- • - 4 ч) при спекании на форму <ривой распределения углерода и на усталостную прочность после ЗТМО.. Наилучшие свойства формируются при спекании с выдержкой 1,5-2,0 ч:

П20ШЖ1М) - а-1=520 Мпа, П20(А2) - a-i=720 МПа,

П30(А2) - a-1=830 Мпа, ПЗОХНЗА - ст_ |=980 МПа,

3.5. исследованы механизм и кинетика водородного охрупчивания гри создании высокопрочных порошковых сталей, в частности цеменн-ованных.

Установлено, что при прямом ВТМО порошковых сталей общее оличество водорода, находящегося в виде твердого раствора внедрения в молярном состоянии аккумулированных в порах, может достигнуть 2-20 см /100 г металла. Это приводит к флокенообразованию (что под-верждают металлографические исследования) и снижению механиче-ких свойств, особенно при жестких методах испытаний: 135 после КТО - KCU=0,25 МДж/м2, КСТ=0,08 МДж/м2,

после ВТМО - KCU=0,4 МДж/м2, КСТ=0,2 МДж/м2,

■у

ВТМО после обезводороживания - KCU=0,5 МДж/м , КСТ=0,3 МДж/м2,

Анологичные результаты получены для стали ПУ8.

3.6. Выявлены закономерности формирования структуры и свойств порошковых цементованных и квазицементованных сталей при ВТМО:

- эффект ВТМО сохраняется до начала рекристаллизации;

- по кривым распределения величины зерна после различных обработок невозможно установить соответствие между механическими свойствами и размером аустенитного зерна. После различных режимов ТМО зерна имели примерно одинаковый размер, соответствующий 10-11 баллу;

- достижение высокой усталостной прочности и сопротивляемости к хрупкому разрушению объясняется образованием развитой фрагмен-тированной субструктуры и усилением двухфазного распада мартенсита.

3.7. Разработана технология получения высокопрочных цементованных сталей, совмещающих ХТО и ВТМО, с учетом технологических особенностей порошковой металлурги и, искл ючающи х дл ител ьн ы й п ро-цесс цементации.

Составлен технологический регламент с технико-экономическим обоснованием, который передан предприятиям СНГ для внедрения.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1. Мамян С.Г., Абоян Р.П., Алаа Эльдин A.A.. Эффективность производства цементованных порошковых деталей с применением ВТМО // Структура и свойства сплавов в зависимости от технологии получения и термообработки. - Межвуз. сб. научных трудов ЕрПИ. -Ереван. - 1991. - С. 68-71.

2. Мамян С.Г., Алаа Эльдин A.A., Пахлеванян Л.И. Повышение сопротивления хрупкому разрушению порошковых сталей методом термомеханической обработки // Изв. АН РА. - Сер. ТН. - Ереван.

- 1993. - TXLVI. - №2. - С. 25-27.

3. Мамян.С^.Г., Длаа Эльдин A.A. Тсрмомеханическое упрочнение цементованных и квазицементованных сталей // Изв. АН РА.-Сер.ТН.

- Ереван. - 1993. - TXLV1. - №3. - С. 21-29.

______*

Закал ЧЭ Тираж 100

Отпечатано и типофафии Государств!того инженерно!« университета Армении 375009, Ереван, ул. Temnia 105, ГИУЛ