автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Структурные и фазовые превращения при термической обработке порошковых легированных сталей

ОД

^ и ':АИ ■ "

ПЕРМСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ

На правах рукописи

ГРЕВНОВ Лев Михайлович

иТРУКГУШЫЕ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ ПОРОШКОВЫХ ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ

05.02.01 - Материаловедение в машиностроении 05.16.06 - Порошковая металлургия и композиционные материалы

Автореферат

диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Пермь 1994

Работа выполнена на кафедре композиционных и порошковых материалов, покрытий и в Республиканском инженерно-техническом центре порошковой металлургии Пермского государственного технического университета.

Официальные оппоненты - действительный член Академии Наук К,

доктор технических наук, профессор H.A. Ватолин

- член-корреспондент Инженерной академии Р®, доктор технических наук, профессор P.A. Мусин

- доктор технических наук, заслуженный профессор Санкт-Петербургского государственного технического университета C.G. Ермаков

Ведущая организация: акционерное общество "Пермский научно-исследовательский технологический институт"

Защита состоится " Uf&HA 1994 г. в часов на заседании специализированного совета Д C63.23.0I по присуждению ученой степени доктора технических наук при Пзрмском государственном техническом университете по адресу: 614600, г. Пермь, ГСП-45, Комсомольский проспект, 29а, аудитория 423.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Пермского государственного технического университета.

Автореферат разослан " U-UkA^ 1994 г.

Ученый секретарь специализированного совата Д 063.28.01 доктор технических наук, профессор

fcp^^JP* Г.А. Береснев

ОЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность пробдета. Среди номенклатуры порошковых материалов наибольшее применение имеют сплавы на основе железй-стали. При создании новых конструкционных материалов наряду с требования®! повышения качества, надежности и эксплуатационной стойкости выдвигается задача экономии и замени дорогих и дефицитных легирующих элементов на менее дефицитные и невысокой стоимости. Поэтому проблема повышения прочности порошковых сталей, получаемых из поликомпонентных шихт и не содержащих дорогих и дефицитных легирующих элементов, является актуальной.

Эффективным средством достижения высокого комплекса свойств порошковых сталей является термическая и химико-термическая обработка. Применяя термическую обработку спеченных деталей, модно повысить не только прочность, но и пластичность, твердость, вязкость, износостойкость, а также добиться необходимой комбинации заданных свойств.

Однако термообработка порошковых сталей не нашла еще широкого практического применения, так как спеченные стали обладают рядом специфических особенностей (пористость, химическая и.структурная неоднородность, высокая окисляе.мооть, повышенная дефектность строения и другие), которые затрудняют, а в ряде случаев делают практически невозможным использование существующих и разработанных для литых и кованых сталей режимов и технологических приемов термической обработки.

Наиболее распространенным способом производства порошковых деталей является механическое смешивание компонентов шихты с последующим прессованием и спеканием. Однако для полученных по этой технологии порошковых легированных сталей характерен рад структурных особенностей, среди которых необходимо' выделить прежде всего химическую неоднородность, а также повышенную дефектность кристаллического - строения порошковых сталей. Эти особенности могут'оказывать влияние на характер процессов, протекающих при термической обработке.

В литературе есть данные об особенностях термической обработки порошковых сталей, которые в основном касаются влияния пористости на превращения при нагреве и охлаждении сталей. В меньшей степени исследовано влияние других факторов, особенно таких как химическая неоднородность, повшешшя дефектность.

Знание этих особенностей и характера их влияния на термическую обработку необходимо при изыскании путей наиболее полного и эффективного использования методов термической обработки для повышения физико-механических свойств порошковых сталей, полученных из поликомпонентных шихт и не содержащих дорогих и дефицитных легиру-юцих элементов. Решение этой актуальной проблемы в конечном итоге может способствовать удовлетворению все возрастающих потребностей машиностроения в порошковых деталях на железной основе, обладаюцих свойствами, не хуже тех, которые имеют изделия из литых сталей, а в ряде случаев и превосходящими их.

Отдельные разделы работы выполнены в соответствии с программой "Порошковая металлургия" по решению научно-технической проблемы 0.08.17 "Создать и освоить в промышленных: условиях высокопроизводительные процессы и оборудование для производства металлических порошков, волокон, порошков-сплавов, тугоплавких соединений и на их основе новых материалов и изделий для металлургии, машиностроения, электротехники, специальных видов техники", утвержденной постановлением Государственного Комитета Совета Министров СССР по науке и технике от 18.11.76 № 415, письмо Минвуза РОФСР от 26.11.76 № 24-35-465/11-12 по теме 0.08.17.03.03 "Создать и освоить спеченные стали с пределом прочности до 2500 МПа для изготовления конструкционных деталей машин и механизмов", Межвузовской целевой программой работ "Порошковая металлургия" Минвуза СССР на 1981-1985 г.г. по теме (05.04) "Изучение влияния химической и структурной неоднородности на фазовые превращения и конструктивную прочность спеченных сталей", приказ Минвуза СССР от 05.06.81 № 610, письмо МВ и СС0 СССР от 02.07.81 № 93-30-17/7, Межвузовской инновационной научно-технической программой "Исследования в области порошковой технологии" на 1992-94 г.г. Приказ К по НИ Миннауки К от 30.06.92 года № 390.

Цель работы. Целью данной работы является теоретическое и экспериментальное обобщзние особенностей структурных и фазовых превращений при нагреве и охлаждении порошковых легированных сталей, полученных из поликомпонентных шихт, в зависимости от структурного состояния и степени растворимости легирунцих элементов; выявление влияния легирования, температуры и продолжительности спекания на процесс гомогенизации сталей; изучение закономерностей оптимального легирования при разработке компле кснолп тированных порошковых сталей, а также использование полученных результатов при поиске

путей наиболее полного и эффективного применения методов термической обработки для повышения физико-механических свойств порошковых сталей.

Научную новизну характеризуют следупцие основные результаты диссертационной работы, выносимые на защиту:

1. Разработан аналитический метод оценки химической неоднородности порошковых смесей, который позволил оптимизировать режимы смешивания компонентов ¡шхты, сократить время смешивания в 2-3 раза и получить минимальную неоднородность по легирупцим' элементам.

2. Установлены закономерности структурообразования порошковых комплекснолегированных сталей в зависимости от температуры и времени спекания и условий охлаждения при легировании комплексами Съ-31~Мп~Мо и - Мп ~Мо. Показано, что спекание комплекс-нолегированных сталей можно рассматривать как специфический вид термической обработки, в процессе которой происходит формирование основных структурных и фазовых составляицих стали, определяпцих уровень физикомеханических свойств.

3. Построение аналитической зависимости временного сопротивления и ударной вязкости от состава комплекснолегированных порошковых сталей позволило выявить оптимальные сочетания легирующих элементов ( Сг - J¿ и Мп-51 ), обеспечиващих достижение максимальных значений механических свойств после сп-зкания.

4. При спекании высоколегированных хромомолибденовкх сталей гомогенизации твердого раствора препятствует процесс образования первичных труднорастворимых специальных карбидов в результате направленной диффузии углерода к хрому и молибдену, вседствие чего процесс гомогенизации не завершается при спекании даже в районе прядплавильных температур.

5. Дана сценка неоднородности твердого раствора порошковых сталей в зависимости от количества легирущих элементов, а также от температуры и длительности спекания. Показано, что снижение химической однородности высоколегированных хромомолибденовых порош-' ковых сталей вызывает смещение критических точек перлито-аустенит-кого превращения в область более низких, а аустенито-перлитного -в область более высоких температур. Устойчивость переохлажденного аустенита при этом снижается, а мартенситная точка Мн смещается к более высоким температурам.

6. Высокую гомогенность хромомолибденовых порошковых сталей можно достигнуть посредством спекания беэуглэродистой легированной

основы и последующего ее науглероживания. Сталь, полученная таким способом, обладает повышенной устойчивостью переохладценного аус-тенита, хорошей закаливаемостью и высоким комплексом механических свойств и износостойкости.

7. Повышение химической однородности низколегированных порошковых сталей вызывает сужение межкритического интервала температур, повышение температур перлитного и бейнитного максимумов, повышение устойчивости, переохлааденного аустенита, причем величина инкубационного периода связана со степенью однородности распределения легируицих элементов линейно.

8. Распад аустенита на начальных этапах контролируется диффузионным ростом зародышей при отсутствии зарождения новых центров низкотемпературных фаз. Показано, что истинная скорость распада аустенита порошковой хромомолибденовой стали максимальна на начальной стадии изотермической выдержки в отличие от компактной, где скорость нарастает постепенно.

9. В процессе -превращения порошковой углеродистой стали формируется метастабильный аустенит, количество которого возрастает по мере увеличения углерода в стали и повышения ее плотности, Этому не способствуют пониженно температуры и сокращение продолжительности спекания стала.

10. Скорость зарождения центров аустенита для порошковых сталей на два-три порядка выше, а скорость роста в несколько раз меньше, чем в отожженной компактной стали и по порядку величины соответствует параметрам закаленной компактной стали.

11. Пористость и химическая неоднородность активизируют распад мартенсита при низком отпуске п смещают температурные интервалы четырех превращений при отпуске в область более низких температур.

. Практическая ценность и результаты внедрения. Разработаны технические условия получения экономнолегированных конструкционных сталей из поликомпонентных шихт с применением комплексного легирования.

Рекомендованы составы низколегированных сталей конструкционного назначения, обладающие оптимальным сочетанием механических характеристик после спекания, и стали, свойства которых можно су-., щественно повысить посредством термической обработки. Показано, что максимальную прочность хромоможбденовые порошковые стали приобретают после закалки и отпуска при температуре 400-500°С.

Предложен способ получения высоколегированной хромомоллбдено-вой порошковой стали, обладавдей однородном твердым раствором, посредством науглероживания предварительно спеченной легированной основы. Такая сталь хорошо закаливается и сочетает в себе наряду с высокими механическими свойствами повышенную износостойкость.

Рекомендованы в качестве конструкционных материалов хромомо-либденовые стали, содержащие не более А% легирующих элементов. Высоколегированные сталж, содержащие не менее 10% легирующих элементов, могут быть использованы в качестве износостойких материалов.

Комплексные исследования превращений порошковых низколегированных конструкционных хромистых, хромомолибденовых, никелевых и никельмолибденовых сталей показали существенную зависимость характера их протекания от степени растворимости легирующих элементов. Полученные результаты позволили установить режимы спекания и термической обработки сталей с целью, достижения максимального уровня механических свойств, провести производственные испытания и внедрить технологические разработки на ряде предприятий.

Детали плунжерной пары тошшворегулирующей системы авиационного двигателя, изготовленные из науглерохенной порошковой стали KXI2M2, бнли испытаны в цроиззодственных условиях и показали более высокую работоспособность, чем детали, изготовленные из литых сталей ЭИ-415 и XI2M.

Оптимизированные составы порошковых кемплекснолегированных сталей с невысоким содержанием легирующих элементов внедрены на Челябинском тракторном заводе, Пермских заводах АО "Велта" и ПАКБ, на предприятии п/я Х-5498 при изготовлении деталей конструкционного назначения. >

Разработана технология изготовления и термической обработки деталей перфорацпонновзрывной аппаратуры из порошковой стали ПК35Н4М, используемой при перфорации нефтяных скважин. Производственные испытания показали удовлетворительные результаты по всем параметрам требуемых эксплуатационных характеристик. Технология внедрена во ЕНИПИ взрывгеофизике.

Разработана технология изготовления деталей рабочих органов погружных центробежных насосов типа ЭПН и создан участок порошковой металлургии в производственном объединении "Коминефть" в г. Усинс-ке с объемом выпуска 100 тысяч деталей в год.

Получены положительные результаты эксплуатационных испытаний деталей "оправка", изготовлении* из порошковой стали ПК35К4, при-

меняемых для зачеканивания твердосплавных волок, используемых для волочения медной проволоки.

Суммарный долевой фактический экономический эффект от внедрения разработок составил I миллион 800 тысяч рублей в ценах начала 1992 года.

Апробация работы. Результаты работы доложены и обсуждены на международном симпозиуме по -порошковой металлургии в Киеве (1977), Всесоюзных конференциях в Москве <1974, 1992), Киеве (1975, 1985, 1991), Одессе (1987), Челябинске (1984), республиканских и региональных конференциях и семинарах в Перми (1973, 1974, 1977, 1982, 1983, 1985, 1987), г. Октябрьском Башкирской АССР-(1978), Киеве (1978), Челябинске (1977, 1980), Свердловске (1982), Кургане (1987), Волгограде (1988).

'Публикации. По материалам диссертации опубликованы книга и 23 печатных работы.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 6 глав, заключения, списка использованной литературы, включающего 169 наименований, и приложения со сведениями о практической реализации работы. Диссертация изложена на 449 страницах машинописного текста, содержит 151 рисунок и 58 таблиц.

I. ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ.ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ (ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ)

Приведены современные представления о формировании структуры порошковых углеродистых и легированных сталей, полученных из псли-компонентных шихт. Наиболее существенными факторами, влияющими на формирование структуры железографитовых композиций, являются состав, температура, время, режим охлаждения, атмосфера спекания, дисперсность частиц железа и графита, степень окисленности железного порошка. Отмечается отсутствие полного контакта графита с железом, что влияет на кинетику растворения графита в железной'матрице.

Растворившаяся при спекании часть графита распределяется в аустените неравномерно. Поэтому в структуре спеченной стали можно наблкщать и феррит, и перлит, и цементит, и графит. Отмечается, что у порошковых сталей, в отличие от компактных, ориентация пластинок цементита в-перлите может не совпадать с ориентацией соседнего избыточного цементита.

Для легированных сталей, полученных из механических смесей порошков, образование той или иной структуры в процессе спекания

зависит от степени протекания диффузионно процессов, на которые оказывают влияние таякэ факторы как количественное соотношение взаимодейству вдих компонентов, их дисперсность, режимы спекания, скорость охлаждения, среда спекания. Установлено, что скорость диффузии легируюцих элементов в спеченной стали выше, чем в компактной.

Показано, что при недостаточно высоких температурах спекания хромистых сталей частицы хрома не успеэают раствориться и остаются в виде отдельных включений, окруженных переходной зоной твердого раствора железа в хроме к хрома в железе.

Порошковые молибденовые стали имеют более однородную структуру по сравнению с хромистыми. Комплексное легирование-стали никелем и молибденом позволяет увеличить прочность порошковой стали и несколько, повысить ударную вязкость.

Показано, что использование для легирования ферромарганца способствует достижению, высокой однородности структуры. Дополнительное введение храма и молибдена усиливает полезное действие марганца и приводит к значительному увеличению плотности спеченной стали, а также улучшению характеристик прочности и пластичности.

Установлено, что пористость влияет на положение критических точек перлито-аустенитного и мартенситного превращений и снижает устоЯ^вость переохлажденного аустенита порошковых сталей.

Показано, что порошковые стали после закалки имеют большой разброс твердости, вызванный образованием мягких пятен трооститно-го и аустенитного происхождения. С ростом пористости повышается температура закалки.

Из анализа литературных данных следует, что не изучены особенности формирования аустенита при перлито-ауст-енитном превращении, знание которых очень важно для правильного понимания процессов гри различных видах термической обработки. Практически отсутствуют работы по исследованию влияния полноты растворения легиру-кщих элементов на превращения аустенита. Отсутствуют, данные по исследованию процессов отпуска порошковых закаленных сталей.

2. ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКГУШ Й СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ КОШЕКСНОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ

При выборе легирунцих элементов для комплексного легирования исходили из условий целесообразности использования одновременно карбидосбразунцих и некарбидообразупцих элементов, аналогии по химическому составу соответствующим компактным сталям, минимального

содержания дорогостоящих и дефицитных элементов. Исходя иг этих соображений в качестве легирующих добавок использовали хром, молибден, марганец, кремний.

Оптимизацию составов комплекснолегированных сталей осуществляли путем решения многофакторной'задачи методом математического планирования эксперимента. При этом находили оптимальные условия для наиболее ответственных параметров - црочности и ударной вязкости, то ьсть решали задачу поиска такой области факторного пространства, в которой при ударной вязкости, превышавдей некоторый уровень, достигается максимум прочности. После проведения серии дробных факторных экспериментов были построены регрессионные уравнения второго порядка для <5^ и КС. Проверка по критерию Фишера показала, что эти уравнения адекватны.

В результате табуляции были выбраны 6 составов, для которых рассчитанные значения ударной вязкости и прочности ня растяжение соответствуют гелаемым уровням для порошковой стали колотрукцаон-ного назначения, таблица. Выбранные шесть составов порошковых сталей были приняты эа основу в дальнейших исследованиях.

Таблица

Оптимизация состава сталей

1 - ■ ....... Состав, % масс. Расчетные свойства Экспериментальные свойства

С Мн Съ, Мо ,ЫПа ,МПа

0,2 0,4 0,4 0,4 0,6 0^ 0,9 0,9 0,7 1.5 0,9 ■0.7 1.5 1,5 0,5 0,7 0,5 1.5 1.5 1.0 1.0 0 0,5 1,5 0,5 0,5 1.0 0,5 0,5 0,5 550 630 550 540 550 300 100 120 100 100 140 40 550 600 560 550 560 310 90 120 100 120 150 45

Разработан аналитический метод оценки качества смешивания, основанный на опрзделегат коэффициента вариагсш хснцеЕтраща того или иного элемента шихтового материала в качество мера неоднородности.

Так как площадь на участке шшфа, занимаемая частицами анализируемого элемента, пропорциональна его концентрации при фиксированном размере шлифа, выражение для величины неоднородности смепи-ейнкя может быть записано:

где У£- - площадь, занимае:.-яя тестируемым элементом на фиксированном участке шлифа шющадьв 50 мкм^; N - число исследованных участков.

Для экспериментального определения Х£" применен метод микро-рентгеноспектрального анализа.

Разработанный метод анализа неоднородности смешивания был использован для изучения кинетики смешивания поликошонентных шихт.

Для всех исследованных элементов процесс распределения по ми-кросбъемам шихты складывается из трех элементарных стадий: конвективного смешивания, "диффузионного" смешивания и стадии образования сегрегаций.

На стадии конвективного смешивания происходит' наиболее быстрое снижение неоднородности распределения частиц элемента по микрообъемам смеси.

Проведена оценка скорости смешивания частиц легирующих элементов в различных условиях смешивания. Так, при сухом смешивании в цилиндрическом смесителе наибольшей скоростью смешивания на начальном- этапе характеризуется поуошок кремния, несколько меньшей -порошок марганца, затем следуют порошки молибдена и хрома.

По достижении, минимального уровня неоднородности смеси дальнейшее увеличение продолжительности процесса приводит к росту [V вследствие сегрегации, протекавдей в смеси, что характерно для распределения хрома, кремния и молибдена.

Показано, что для более равномерного распределения в массе смеси частиц элементов с различной плотностью целесообразно осуществлять их последовательное введение: вначале вводить более тяжелые, а по истечении 5-7 часов смешивания - более легкие порошки. При введении ребер во внутренний объем биконического смесителя на-блвдается возрастание скорости смешивания, а также уменьшается достижимая величина неоднородности распределения в'.:ех легирукщих элементов.

Сравнительный анализ неоднородности распределения- вводимых легирующих элементов показал, что по величине коэффициента вариации концентратах (КВК) вводимые элементы можно разделить на две группы. Молибден и хром характеризуются более высоким уровнем КВК, а кремний и марганец - бол--у низким.

Показано, что после спекания при 12СО°С в течение двух часов

характерно отсутствие мшфоучастков, не легированных кремнием к марганцем, и присутствие участков, не легированных хромом и молибденом.

Характерным.для всех сталей является формирование гетерогенной структуры, как следствие химической неоднородности. Структура спеченных сложнолегированных сталей представляет собой феррито-перлитную основу о участками сорбита, троостита и мартенсита, а также с карбидными включениями и нерастворившимися или частично растворившимися частицами легирувдих элементов.

Установлено, что крупные частицы карбидов образуются на месте конгломератов частиц карбидообразукщих элементов, появившихся в процессе смешивания.

В результате повышения температуры спекания с 1100-П50°С до 1200-1250°С на месте карбидных конгломератов возникают высоколегированные области. При этом наблюдается увеличение количества остаточного аустенита.

Структура сталей после спекания при 1300°С уже достаточно однородная и характеризуется наличием перлито-сорбитной матрицы. Некоторая структурная неоднородность выражается в наличии участков с явной ориентацией продуктов распада на месте карбидных конгломератов.

Формирование окончательных структур стали осуществляется при распаде переохлажденного аустенита. Анализ диаграмм изотермического распада аустенита комплекснсдегированных сталей показал сравнительно невысокую устойчивость сталей по отношению к перлитному распаду. Наиболее дисперсные продукты перлитного распада формируются в стали с минимальным содержанием хрома, так как перлитный распад в такой стали осуществляется в самом низком интервале температур.

Увеличение содержания хрома до 1,5$ при одновременном повышении содержания углерода до 0,8% приводит к росту температуры минимальной устойчивости аустенита в перлитной области и уменьшению инкубационного периода и общей продолжительности распада аустенита.

Общей закономерностью распада аустенита исследованных сталей является сравнительно низкая, устойчивость "у -твердого раствора в промежуточном интервале температур. Показано, что спекание порошковой стали можно рассматривать как один из видов термической обработки, заключающийся в проведении изотермической ввдерлаш и охлаждении с переменной скоростью: высокой в интервале 1200-500°С и более низкой в интервале 500-20°С.

Для стали, легированной карбидообразущими элементами и угле-

родом, важным показателем является отношение содержаний карбидооб-разующего элемента и углерода (М/С). При переходе М/С через критическое значение происходит разупрочнение и охрупчивание стали. Исследования показали, что при 0,5% С для хрома критическая величина легирования составляот 0,5-0,6, для молибдена равняется 0,25-0,30, а для марганца примерно 0,5.

Показано, что если температурный интервал превращения у -*• сС отвечает перлитной или верхней части промежуточной области, то происходит снижение ударной вязкости, если превращение имеет место в нижней части промежуточной области, то сопротивление хрупкому разрушению повышается.

3. ОПТИМИЗАЦИЯ РЕЖИМА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ П0Р0ШК0ШХ КОМШЕЕКСНОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ

Показано, что влияние химической неоднородности сталей на их закаливаемость проявляется в наличии двух максимумов на кривых зависимости твердости от температуры закалки. Первый максимум при температуре 760-790°С соответствует температуре перехода цементита в твердый раствор и связан с малолегированными участками структуры. Второй максимум твердости лежит в интервале температур 840-860°С и обусловлен растворением легированного цементита, а также частично и карбидов специального типа.

При постоянном содержании углерода 0,4$ увеличение содержания марганца до 1,5$ приводит к росту предела прочности. Большая склонность хрома к образованию первичных карбидов объясняет снижение прочности стали при одновременном возрастании содержания углерода и хрома. Весьма эффективно проявляет себя комплексное легирование. Так, легирующие комплексы Сг~Ш и & -Ми позволяют повысить прочность до 980-1000 МПа.

■ Микроструктурный анализ показал, что закалка с отпуском приводят к повышению структурной однородности всех исследуемых сталей, что, безусловно, связано с оС-*у -перекристаллизацией, а также распадок шртенситных участков.

В процессе закалки исследуемых сталей формируется в основном мартенситная структура, однако, для низколегированных участков характерно наличие некоторого количества бейнита, а для высоколегированных - аустенита. В процессе отпуска имеет место распад мартенсита, потеря ориентированности карбидных колоний в бейнитных пачках, а также неизотермический распад аустенита с последующим отпу-

ском образовавшегося мартенсита.

Для большинства исследуемых сталей наибольшее значение прочности достигается в результате отпуска при 200-250°С. Установлено, что при закалке стали ПК40ГС1Л формируется не мартенсигная, а бей-китная структура. При температуре отпуска не вше 200°С данная сталь не уступает сталям хромокремномарганцевой основы.

Применение спекания как окончательного вида термической обработки целесообразно использовать для деталей простой конфигурации, не подвергающихся дополнительной механической обработке. При этом достигается прочность 600-700 МПа при величине ударной вязкости 300 кДя/м2.

Стали ПК6СК0,5Г0,5С0,©1,10, 5; ПК40ХП,5С0,7М; ПК4СКГ1,5С0,9Ш,5; ПК40П),7С1,5М0,5 имеют после закалки и низкого отпусхса c¡¿ = 9001000 МПа при величине ударной вязкости 150-200 кДж/м2. При этом легирование комплексом Mn-Si-Mo не менее бффективно, чем использование хрома, ценность которого резко снижается его склонностью образовывать в порошковой стали карбидные конгломераты.

Наименее применимым видом термической обработки исследуемых сталей является улучшение. Падение прочлости с повышением температуры отпуска, как правило, происходит с'пстрее, чем прирост ударной вязкости. Такая обработка может быть рекомендована только для стали ПК80Х1,5Г1,5С1,5М0,5 ( tíg = 850 МПа, КС = 200 КДж/м2). . /

4. НЕКОТОРЫЕ ОСОБЕННОСТИ ФОНДИРОВАНИЯ- СТРУКТУРЫ ПОРОШКОВЫХ ХРОМОМОИЩШЮВЫХ СТАЛЕЙ, ПОЛУЧЕННЫХ ИЗ ПСйИКСЫПОНЕНТНЫХ ШИХТ

Исследования показали, что с повышением температуры спекания высоколегированных хромомолибденовых сталей возрастает количество остаточного аустенита, появляются высоколегированные участки и участки, обедненные легирующими элементами, в которых формируется ферритная структура. Процесс гомогенизации не завершается полностью даже после спекания при температуре 1280°С.

Установлено, что скорость охлаждения оказывает тем меньшее влияние на характер формирования структуры, чем больше легирующих элементов содержится в стали.

Структура сталей, содержащих не более А% легирущих элементов и спеченных при температуре 1200°С в течение 2-х часов, представляет собой сорбит и карбидные частицы после охлаждения со скоростью 30 град/мин. При охлаждении со скоростью 3 град/мин появляет-

ся дисперсный перлит.

Молибденовая сталь имеет более однородную структуру по сравнению с хромистой.

Снижете скорости охлаждения с 30 до 3 град/мин для сталей, содержащих 4% а более легирующих элементов и спеченных при 1200°С в течение 2-х часов, на характер формирующейся структуры практически не влияет. Сталь IIKI0QX2M2 имеет независимо от скорости охлаждения троостомартеяситную структуру и карбиды. Можно ввделить светлые участки, обогащенные легирующими элементам и углеродом, и темные - обедненные или. ,

С .увеличением количества легируыцих элементов в сталях структура становится более гетерогенной. В высоколегированных сталях, содержащих- не менее 10% легирующих элементов, наряду с трооститом и карбидами появляются мартенсит и остаточный аустенит.

Тип карбидной фазы усложняется по мере возрастания количества легирующих элементов в стали. Объемная доля карбидов при этом возрастает, а средний размер несколько уменьшается.

Предложен способ получения стали посредством введения углерода не в виде графита в исходную шихту, а посредством науглерсжава-шя предварительно спеченной легированной основы, в которой процесс образования однородного твердого раствора уже завершен, чему способствует отсутствие графита в исходной шихте. Спекание при темпера турб 1200°С в течение 2-х часоз композиции EXI2M2 обеспечивает образование однородного твердого раствора.

Тип образующейся при цементации спеченной композиции HXI2M2 карбидной фазы зависит от продолжительности науглероживания. Tait, при цементации в течение I часа образуются карбиды цементитного типа МдС, при цементации в течение пяти часов образуются карбиды MgC и '-23С6* а ПРИ науглероживании в течение девяти часов наряду с карбидами ЫдС н î'^Cg появляются карбзгды .

5. СГРЛСГУРШЕ И ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПРИ ТЕШИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ

Изучены особенности формирования аустенита порошковой стали ПК35. Увеличение температуры и продолжительности спекания сопровождается возрастанием дата эвтектоида и для стали, спеченной в течение четырех часов при П00°С, количество перлита соответствует расчетному. Зто позволяет сделать заключение о существенной рол:: дефектов, играющих роль "депо" для атомов углерода и препятствую-

щих образованию карбидов эвтектоцда.

Методом дифференциального термического анализа установлено, что при непрерывном нагреве порошковой углеродистой стали фиксируется два температурных интервала -превращения, разделенных зоной отсутствия превращения. Первый интервал соответствует температуре Ас, . Второй растянут в довольно широком диапазоне температур и его окончание совпадает с положением точки Ас3 . Отсутствие превращения, очевидно, связано с необходимостью "пересыщения" феррита углеродом, чтобы осуществился рост зародыша аустенита до критической величины.

При анализе кинетики аустенизации при температуре 735°С отмечается максимум на кинетических кривых. Объемная доля аустенита, образующегося в течение 15-20 минут, для всех сталей превышает рассчитанную по диаграмме равновесия. Однако, при увеличении выдержки в двухфазной области объем аустенита уменьшается.

Показано, что количество избыточного аустенита уменьшается по мере повышения температуры и увеличения длительности спекания. Влияние плотности на кинетику аустенитообразования проявляется в повышении количества избыточного аустенита с ее увеличением. Кинетический анализ экспериментальных кривых с помощью уравнения Авра-ми позволяет предположить, что в исследуемых сталях имеется большое количество зародышей у -фазы, на образование которых не требуется термической активации - параметр "п " близок к единице.

Показано, что для порошковой стали скорость зарождения центров на два-три порядка выше, а скорость роста в несколько раз меньше, чем в отожженной компактной стали и по порядку величины соответствуют параметрам закаленной компактной стали.

Изучены особенности аустенизации низколегированных порошковых сталей ПК35Х2, ПК35Х2М, ПК35Н4 и ПК35Н4М. Показано, что с увеличением однородности твердого раствора температура точки Ас, для всех изученных сталей повышается. Первые порции аустенита никелевых сталей образуются в центральной части высоколегированных областей на месте бывших частиц никеля.

Точка Ас3 исследованных сталей понижается по мере повышения химической однородности сталей.

При изучении влияния степени растворимости легирующих элементов на кинетику аустенизации низколегированных порошковых сталей ПК35Х2 и 1Ш35Х2М установлено, что в более гомогенной стали за один и тот же промежуток времени образуется большее количество у -фазы.

Обработка результатов по уравнению Аврами показывает, что в

более неоднородных сталях имеется огромное количество зародышей у -фазы, практически не требующих термической активации, в этих условиях кинетика аустенизации лимитируется диффузионным ростом зародышей.

■ Гомогенизация сталей сопровождается возрастанием роли процесса возникновения зародышей у -фазы и лимитирующим звеном становится процесс возникновения зародышей. В большей степени это проявляется в хромомолибденовой стали.

Установлено, что для сталей, легированных никелем, в низкотемпературной части кривой образования аустенита скорость превращения мала и как правило ее величина не зависит от степени растворимости никеля. Очевидно, эта особенность связана с тем, что процесс образования аустенита в никельсодернащих сталях начинается з высоколегированных областях.

Кинетический анализ изотермического образования аустенита показал, что для температур аустенизации 620-660°С кинетика аустенизации лимитируется ростом зародышей высокотемпературной фазы. 3 интервале температур 670-690°С кинетика аустенитообразовання лиш-тируется процессом возникновения зародышей у -фазы и при исчерпании мест преимущественного зарождения - процессом диффузионного роста аустенигных центров.

Анализ устойчивости аустенита стали ПК35Н4, образующегося г.та нагреьэ до температур межкритического интервала, показал, что замедление скорости охлаждения стали после аустенизации приводит к увеличению количества остаточного аустенита.

Установлено, что повышение химической однородности сталей 1Ж35Х2 и ПК35Х2ГЛ вызывает сужение мезкритическсго интервала температур за счет повышения точки Ас, и понижения точки Ас3 .При этом температура критических точек подчиняется линейной зависимости от коэффициента вариации концентрации хрома и молибдена.

Гомогенизация вызывает некоторое повышение температуры перлитного и бейнитного максимумов скоростей. Устойчивость переохлалден-ного аустенита в перлитной области повышается. Величина инкубационного периода связана линейно со степенью растворимости легирующих элементов. Температура Мн при этом снижается.

Анализ кинетических кривых распада аустенита с помощью уравнения Аврами показал, что для хромистой и хромомолибденовой сталей показатель "п " уравнения связан линейно с КВК хрома и молибдена. Лимитирующая роль скорости роста низкотемпературных фаз в кинетике перлитного .превращения является характерной чертой пороаковых ста-

лей и подтверждается максимальной истинной скоростью распада аус-тенита на начальной стадии изотермической выдержки, что, очевидно, связано с наличием огромного количества дефектов.

Изучено влияние химической неоднородности на положение критических точек высоколегированных хромомолибденовых порошковых сталей. Установлено, что с повышением гомогенности твердого раствора критические точки Ас1 и Ас3 смещаются в область более высоких, а точки Аг, , Аг3 и Ин - в область более низких тетера тур.

Анализ диаграмм изотермического превращения пероохлажденного аустенита высоколегированных хромомолибденовых спеченных сталей показал, что несмотря на высокую степень легированности (до 15%) превращение аустенита в спеченных сталях, полученных из графитосодер-жащвй шихты, идет уже на первых секундах изотерической выдержки в области минимальной устойчивости, в то время как в литых сталях с таким же количеством легирующих элементов распсд аустенита начинается через несколько минут.

Из сопоставления диаграмм изотермического превращения аустенита спеченной стали ПККХШ2М2, в которую углерод вводили в виде графита при смешивании шихты, и спеченной стали ЕХ12М2, полученной посредством науглероживания предварительно спеченной легированной основы, следует, что аустенит науглероженной стали обладает более высокой устойчивостью по сравнению с аустенитом стали ПК10СК12М2. Более высокая устойчивость переохлажденного аустенита кауглерэг.эн-ной стали ЕХ 12.42 связана с тем, что в процессе спекания безуглеродистой композиции ЖХ12М2 происходит полное растворение легирующих элементов с образованием однородного твердого раствора.

При исследовании закаливаемости хромомолибденовых порошковых сталей установлено, что микроструктура закаленных образцов по мере увеличения содержания легирущих элементов становится более гетерогенной. Если в сталях ПК100, ПК100Х2, ПКЮШ2 основная структурная составляющая - мартенсит, то у стали ПК100Х2.М2 кроме мартенсита имеются троостит, карбиды, а в сталях ПК100Х5М5, ПК10СК5М10 и ПКЮ0Х12М2 появляется еще и остаточный аустенит. Карбиды, образующиеся в процессе спекания, не успевают раствориться во время нагрева под закалку.

По мере увеличения количества легирующих элементов в стали мартенсит обедняется углеродом вследствие того, что все большее количество углерода и легирукцнх элементов связывается в карбидной фазе. Все это приводит к снижению закаливаемости сталей, в результате чего твердость после закалки с оптимальных температур снияа-

ется от 56-60 для стали ПК100 до 34-40НЯС для стали ДК10СК12М2.

Наилучшее сочетание прочности, ударной вязкости и износостойкости стали ЕХ12М2, полученной посредством науглероживания предварительно спеченной легированной основы, достигается в результате закалки и низкого отпуска. Структура науглероженного слоя после закалки представляет собой мартенсит с равномерно распределенными карбидами со средним размером ~ I мкм и объемной долей ~ 30$?. Количество углерода, находящегося в мартенсите, составляет 0,4%, в то время как в мартенсите закаленной стали ПК100X121,12, в которую углерод вводили в виде графита в исходную шихту, содержится всего 0,28$ С.

В работе изучены структурно-фазовые превращения никедьсодер-жащих порошковых сталей в зависимости от химической неоднородности. Неравномерное распределение легирующих элементов и углерода в стали ПК5СН4М после спекания обусловливает присутствие в ней феррита, мартенсито-аустенитнкх комплексов, троостита, сорбита. Мартенсито-аустенитные участки формируются в микрообъемах с повышенным содержанием никеля, ферритные - с минимальным, феррито-цементитные смеси занимают промежуточное положение. Молибден равномерно распределен между мартенситом и сорбитом и отсутствует в феррите. .

Установлено, что максимальная прочность порошковой стаж-ПК50Н4М 660-680 МПа с пористостью 4-5% реализуется при температурах спекания П80-1200°С, выдержках 0,5-1,0 часа, обеспечивающих средний уровень гомогенизации, соответствующий количеству мартенсита в структуре стали не более 20-ЗСЙ, троостита - не более 2030$ (остальное - сорбит).

При исследовании изотермического распада аустенита стали ПК50Н4М в зависимости от степени химической неоднородности установлено, что с повышением температуры и увеличение?л продолжительности спекания количество распавшегося аустенита уменьшается. При этом возрастает инкубационный период распада аустенита, С-образные кривые смещаются вправо.

Исследованы особе1шости термической обработки сталей ПК35Н4 и ПК35Н4М. Для структуры спеченных сталей характерно наличие белых "пятен", которые представляют собой высоколегированные области, образовавшиеся в местах повышенной концентрации никеля. В зависимости от концентрации никеля и углерода в центре белых "пятен" возможно сохранение непревращенного аустенгта. Гомогенизация сталей сопровождается снижением концентрации никеля в белых "пятнах" и увеличением ее в матрице. Стали, полученные с использованием кар-

бонильного никелевого порошка, являются химически более однородными, чем стали с электролитическим никелем. В стали, легированной порошком карбонильного никелй, при одной и той же степени растворимости никеля формируется большее количество диффузионных продуктов распада.

Введение молибдена в никелевую сталь тормозит перлитный распад переохлажденного аустенита и интенсифицирует промежуточный. С увеличением полноты растворимости легирующих элементов относительная доля феррито-перлита уменьшается, а количество бейнита и мартенсита увеличивается.

Полученные результаты использованы при разработке режимов термической обработки деталей конетрукционного назначения. Если сталь ПК35Н4Ы плотностью 6,8-6,9 г/см3,, спеченную при 1200°С в течение 4-х часов, охладить с температуры спекания вместе с контейнером на воздухе со скоростью 10-15 град/мин в интервале от 900 до 100°С, то при этом формируется бейнитно-ыартенситная структура с минимальным количеством феррито-перлитной составляющей. Требуемый уровень механических свойств достигается применением дополнительного отпуска.

В работе исследованы некоторые особенности отпуска порошковых сталей, обусловленные наличием у них пористости и химической неоднородности. Влияние пористости на процессы отпуска исследовано на стали-ПК130. Установлено, что в более пористых образцах распад мартенсита идет активнее.

С увеличением пористости замедляется рост областей когерентного рассеяния и снятие напряжений второго рода при отпуске, а интервалы четырех превращений при отпуске смещаются в область более низких температур на Ю-20°С.

Исследование влияния химической неоднородности на процессы отпуска проведено на сталях ПК100Г1 и ПК10Ш5. Химическая неоднородность замедляет релаксацию напряжений второго рода в процессе отпуска. Области когерентного рассеяния растут медленнее в образцах химически менее однородной марганцовистой стали по мере повышения температуры отпуска. В молибденовой стали ПК10Ш5 ОКР при высоких температурах отпуска растут несколько активнее по мере уменьшения химической однородности, что, вероятно, связано с ускорением процесса коагуляции карбидов.

Уменьшение химической однородности порошковых легированных сталей активизирует превращения при отпуске, уменьшает инкубационный период распада мартенсита в процессе изотермического отпуска

при ЮО°С, а также смещает температурные интервалы превращений при отпуске в область более низких температур.

С повышением химической неоднородности порошковой марганцовистой стали замедляется рост ударной вязкости по мере повышения температуры отпуска и происходит смещение максимального значения прочности на растяжение в сторону более высоких температур отпуска.

6. ПРАКТИЧЕСКОЕ ПРИМЕНЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ ИССЛЕДОВАНИЯ

Из науглероженной стали ЖХ12М2 изготовлены подпятники - детали плунжерной пары тошшворегулирупцей аппаратуры авиационного двигателя. После термической обработки опытные и серийные подпятники из литой стали ЭИ-415 были подвергнуты длительным сравнительным испытаниям в паре с плунжерами из литой стали Х12М, которые показали, что износ по сферам опытных подпятников практически отсутствует, в то время как по сферам серийных подпятников составляет 1/5 -1/6 от износа по сфере головки плунжера. В результате суммарное увеличение люфта плунжерной пары за время длительных испытаний в течение 231 часа 30 минут составил в среднем 0,57 мм для плунжеров с опытными подпятниками и 0,73 ?.?* - с серийными.

Разработана и внедрена технология изготовления втулки фиксатора велосипеда из стали ПК60ХГСМ в АО "Велта", в результате чего повысился коэффициент использования металла в два раза и снижена себестоимость на 30$.

Изготовлена и испытана в производственных условиях на Челябщ-ском тракторном заводе опытная партия деталей "шайба пружины" фор^ сунки'двигателя, изготовленная из. стали ПК80Г1. Результаты длительных испытаний показали высокую работоспособность деталей опытной-партии. •

Опытная партия детали ответственного назначения "тарелка пружины", работающей в условиях интенсивного, износа 'и знакопеременных нагрузок, изготовлена из стали ПК40ХГСМ и испытана в составе изделия, на предприятии ПАКБ г. Перми. Результаты испытаний положительные. -

Разработана и внедрена технология изготовления детали "корпус" из порошковой марганцовистой стали на предприятии п/я Х-5498."

Разработана и внедрена во ВНИИ "Взрывгеофизика" технология-изготовления опорных дисков - деталей перфорационновзрывной аппаратуры, используемой для перфорации-нефтяных скважин, из порошко-

вой стали ПК35Н4М.

Разработана технология изготовления деталей рабочих органов погружных центробежных насосов типа ЭДН, используемых в нефтяноЛ промышленности. На основании разработанной технологии создан участок на ЦБПО объединения "Коминефть" с объемом выпуска 100 тыс. деталей (направлянций аппарат, рабочее колесо и втулка защитная вала) в год.

Изготовлена опытная партия деталей "оправка" из стали ПК35Н4. Эксплуатационные испытания, проведеннье на Камском кабельном заводе, показали, что детали, изготовленные из порошковой стали ПК35Н4, имеют работоспособность на уровня серийных.

Суммарный долевой фактический экономический эффект от внедрения научных разработок составил I млн 800 тысяч рублей в ценах начала 1992 года.

ЗАКПШЕНИЕ

Изучение особенностей формирования структурно-химической неоднородности на этапах смешивания, спекания, термической обработки порошковых легированных сталей, полученных из механических смесей компонентов, выявление взаимосвязи структурных характеристик и физико-механических свойств, исследование влияния химической неоднородности на процессы, происходящие при нагреве и охлаждении сталей и разработка технологических режимов получения деталей в производственных условиях позволили сделать следуюцие основные выводы.

1. Вэкена фундаментальная задача по изучению структурных и фазовых превращений при нагреве и охлаждении порошковых легированных сталей, , полученных из поликомпонентных шихт, в зависимости от особенностей их структурного состояния и степени растворимости ле-гирупдих элементов, что необходимо для научно-обоснованного выбора режимов термической обработки сталей.

2. Изучены закономерности формирования структуры и свойства порошковых комплекснолегированных конструкционных сталей в зависимости от технологических особенностей их получения, типа и количества легируицих элементов, режимов спекания и термической обработки. Показана возможность прогнозирования химического состава сталей с заданным уровнем физико-механических свойств посла спекания путем использования мзтодов математического планирования экспериментов и построения двумерных сечений поверхности отклика (состав-свойство) в многомерном факторном пространстве.

3. Разработан экспрессный метод анализа качества смешивания поликомпонентных шихт, использование которого позволило установить, что процесс смешивания поликомпонентных шихт характеризуется наличием протгженной стадии конвективного смешивания, переходящей в стадию сегрегации при незначительной стадии диффузионного смешивания. Для достижения максимальной однородности смеси за минимальное эремя необходимо согласование стадий конвективного смешивания отдельных компонентов путем их последовательного введения в смеситель, использования комбинированного смешивания, оребрения внутренней поверхности смесителя.

4. Наибольший вклад в позьгсиние прочности комплекснолегиро-ваннкх Сг-Мп -Si-Mo сталей вносят системы элементов Mft-Cl и MnSi . Оптимальными составами для использования в спеченном состоянии являются комплексы .легированные стали ПК60ХС,51'0,5С0,9 МО,5; ПК40ХГ0,5СС,7Ю,5; ПК2СХГ1,5С0,9М0,5; ПК40Г0.7С1,5М0,5, ха-рактеризущиеся поедал ом прочности на растяжение 6С0-700 Ша при величине ударной вязкости 300 кЦж/м**.

Наибольшей прочностью после закалки и низкого отпуска характеризуются стали ПК40Г1,5С0,9М0,5; ПК40Г0,7С1,5М0,5; ПК40ХГ0,5С0,7М; НК60Х0,5Г0,5С0,9М0,5, предел прочности которых составляет 900-1000 MTia, а ударная вязкость находится на уровне 150-200 кДж/м^.

Закалка и высокий отпуск могут быть использованы для стали ПК80ХГ,5Г1,5С0,7МС,5, характеризуицейся пссле улучиекия пределом прочности 050 Mía. Сталь ПК80Г после спекания и ysjromeirw характеризуется свойствами: ég = 670 Ша, КС = 140 кДж/М1.

5. Гомогенизации твердого раствора при спекании хромсмолкбде-новкх сталей препятствует процесс образования первичных труднора-створимнх специальных карбидов в результате направленной диффузии углерода к хрому и молибдену, вследствие чего у высоколегированных сталей, содержащих не .'.инее 1С1/, легируицих элементов, гомогенизация твердого раствора пе завершается даже в районе предшгавильных температур.

Тип сбразущейся первичней карбидной фазы зависит от кол;:*-?-отпа легирукг;ч\' элементов и изменяется от карбидеэ цемеититиего типа l.f^C для сталсй, содержащих не более лэгирутих злементоп, до специальна карбидов типа tA^Cg, ífyCg к llfi для стала, легированной 15« легируицих элементов.

Структура, формирующаяся при спекании, характеризуется гетерогенностью, возрастающей по мере увеличения с одер-кадия легируицих элементов в стали.

6. С уменьшением гомогенности твердого раствора высоколегированных хромомолибденовых сталей происходит смещение критических точек Асу и Дед в область более низких, а точек Аг^ , Агд и

- в область более высоких температур. При этом снижается устойчивость переохлакдеиного аустенита, увеличивается скорость его распада, сужается температурный интервал между перлитной и промежуточной областями, увеличивается количество распавшегося аустенита.

, Снижение устойчивости переохлажденного аустенита с увеличением, нчгомогянности твердого раствора, а также обеднение углеродом мартенсита закаленных сталей от 0,'77% для стали ПКЮО до 0,28% для стали ПК100Х12М2 в результате связывания углерода в пергичных труднорастворимых- специальных карбидах приводит к уменьшению закаливаемости сталзй по мере повышения содержания в них легирупцих элементов.

7. С целью повышения гомогенности твердого раствора и достижения однородной структуры предложен способ получения стали посредством науглероживания предварительно спеченной безуглеродистой композиции.

Сталь ШХ12М2, науглероженная при температуре 920°С в течение пяти часов, обладает более устойчивьтл яустенитом по сравнению со сталью ПК100Х12М2, в которую углерод ¿водили в виде графита при смешивании.

Более высокая гомогенность стали ЖХ12М2, полученной методом науглероживания предварительно спеченной легированной основы, позволяет достигнуть наиболее высокого комплекса механических свойств и износостойкости посредством термической обработки, аналогичной для литых сталей - закалки в масло и низкого отпуска при 180°С. Высокие механические характеристики и износостойкость стали придает однородная мартенситная структура слоя с равномерно распределенными дисперснгми карбидами и вязкая сердцевина.

8. На основании проведенных исследований можно рекомендовать в качестве конструкционных материалов хромомолибденовые стали, содержание не более 4% легирупцих элементов, закаленные и отпущенные при температуре 400-5СС°С в течение двух часов. Высоколегированные стали, содержащие не менее 10% легирующих элементов, могут быть использованы после спекания и обработки холодом в качестве износостойких материалов.

9. Увеличение химической однородности стали ПК35Х2, выражающееся в снижении КВК хрома со 130 до 50, приводит к побмшнию прочностных характеристик в 1,3-1,5 раза, а относительного удлинения

- два раза.

Гомогенизация стали приводит к расширению интервала температур распада аустенита в результате снижения температуры окончания распада аустенита.

Комплексное легирование углеродистой стали хромом и молибденом способствует повышению устойчивости аустенита, в результате чего в структуре спеченной стали формируются продукты бейнитного распада, что обусловливает повышение показателей прочности в 1,6 раза, однако при этом наблюдается уменьшение относительного удлинения.

10. Увеличение продолжительности спекания вызывает сужение межкритического интервала температур порошковых сталей ПК35Х2 и ПК35Х2М вследствие повые-ния точки Acj и снижения точки Acg. Зависимость критических точек от коэффициентов вариации концентрации по хрому и молибдену имеет линейный характер.

Устойчивость переохлавдекного аустенита стали ПК35Х2 крайне низка и практически не повышается в пэрлитном лайоке температур с увеличением степени химической однородности стали. Введение в хромистую сталь 0,5% молибдена приводит к появлению на диаграммах изотермического распада ярко выраженных перлитной и бейнитйой областей превращения. Гсмогениззгия стали вызывает некоторое повь:-пкние температуры перлитного и бейнитного максимумов. Устойчивость переохлажденного аустенита в перлитной области повышается, причем величина инкубационного периода связана со степенью растворимости легирунцих элементов линейно.

11. Показатель степени "п " уравнения Аврами, описывающего кинетику превращения аустенита сталей 1ÍK35X2 и ПК35Х2М, близок к единице, что можно интерпретировать как распад аустенита, контролируемый диффузионным ростом зародышей при отсутствии зарождения новых центров низкотемпературных фаз. Величиеа "п " связана линейно с изменением коэффициентов вариации концентрации по хрому и молибдену.

Истинная скорость распада аустенита порошковой хромомолибде-новой стали максимальна на начальной стадии изотермической выдержки в отличие от компактной, где скорость нарастает постепенно.

12. Химическая неоднородность порошковой никельмолибденовоЛ стали обусловливает формирование гетерогенной структуры в спеченном состоянии, вкл'-зчаюдей феррит, мартенситно-аустенитный комплекс, троостит, сорбит. Максимальная прочность порошковой стали ПК50Н4М (660-630 МПа) с пористость г Л-rlt реализуется при температуре ene-

кшшя П80-1200°С, в вдержках 0,5-1,0 часа, обеспечивающих средний уровень гомогенизации, соответствующий количеству хрупкой составляющей в структуре стали не более 20-30% (остальное - сорбит).

13. Дополнительное введение в порошковую никелевую сталь молибдена вызывает сильное торможение перлитного распада аустенита и интенсификацию промежуточного.

Увеличение продолжительности спекания порошковых сталей, легированных никелем и молибденом, приводит к повышению критической точки Ас^ и к понижению точки Асд, причем, у стали, легированной карбонильным никелем, температура начала -превращения ле-

жит несколько выше, чем у стали, легированной электролитическим никелем.

Спекание никельмолибденовых порошковых сталей при температуре 1200°С в течение четырех часов с последующим охлаждением со скоростью 10-15 град/мип обеспечивает формирование бейнитно-мартенсит-ной структуры с минимальным количеством феррито-перлиткой ссстав-ляюдей. Это дает возможность достигнуть требуемый уровень механических свойств сталей, применяя дополнительный отпуск.

14. В связи с неравновесным состоянием порошкового материала в процессе -превращения образуется избыточное количество метастабильного аустенита. Увеличение концентрации углерода в стали и повышение еэ плотноети вызывают рост количества метастабильного аустенита. Повышение температуры и увеличение продолжительности спекания приводят к уменьшению количества метастабильного аустенита;

При непрерывном нагреве порошковой углеродистой стали наблюдается два интервала протыкания эндотермической реакции. Первый интервал соответствует образованию аустенита в эвтектоиде, второй - растянут в широком интервале температур и его окончание совпадает с положением точки Асд. Таким образом, формирование аустенита в порошковой углеродистой стали сначала протекает в перлите при температуре точки Ас^ продолжение процесса образования у -фазы в феррите требует некоторого перегрева.

15. Кинетический анализ кривых образования аустенита по уравнению Аврами позволяет предположить, что в исследуемых сталях имеется большое количество зародышей у -фазы, на образование которых не требуется термической активации - параметр "П " близок к единице. Столь малые значения "п" свидетельствуют с преобладающей роли дефектов в процессе аустенизации углеродистых порошковых сталей. Увеличение длительности спекания с двух до четырех часов приводит

к более значительному отжигу дефектов. При этом повышается роль термической активации в процессе зарождения центров аустенита -параметр "п " возрастает до 2,2.

Рост плотности затрудняет отжиг дефектов, накопленных при прессовании, и способствует сохранению их к момент;; повторной об -«-у -перекристаллизации. Релаксация этих дефектов при <*>у -переходе в двухфазной области вызывает рост количества метастаби-льного аустенита.

Скорость зарождения центров аустенита для поропжозых сталей на два-три порядка выше, а скорость роста в несколько раз меньше, чем б отожженной компактной стали и по порядку величины соответствует параметрам закаленной компактной стали.

16. Пористость и химическая неоднородность порошковых сталей активизируют распад мартенсита, что особенно заметно при низких температурах отпуска, смещают температурные интервалы четьфвх превращений при отпуске в область более низких температур.

Пов1"ление пористости затормаживает рост областей когерентного рассеяния и снятие напряжений второго рода при отпуске.

Химическая неоднородность замедляет релаксацию напряжений второго рода в процессе отпуска. Области когерентного рассеяния растут медленнее в образцах химически менее однородной марганцовистой стали по мере повышения температуры отпуска. В молибденовой стали.ПК100М5 при высоких температурах ОКР растут несколько активнее по мере уменьшения химической однородности, что, вероятно, связано с ускорением процесса коагуляции карбидов.

Повышение химической неоднородности порошковой марганцовистой стали, препятствуя снятию напряжений, замедляет рост ударной вязкости по меря повыпвния температуры отпуска и смещает максимальное значение прочности.на растяжение в сторону более высоких температур, отпуска. - - ■ .

Материалы, диссертации опубликованы в следупцих работах:

Г. Анциферов В.Н., Акименко В.Б., Гревнов Л.М. Порошковые легировать» стали. М.: ?А«таллургия, 1991. - 318 с. (монография).

, 2. _Анц1?феров В.Н., Гревнов Л.М., Черепанова Т.Г. Распад переохлажденного аустенита спеченных сталей // Изв. вузов. Черная металлургия. -1975, № 3. - С. 149-153.

3. Анциферов В.Н., Гревнов Л.М., Черепанова Т.Г. Изотермический распад переохлажденного аустенита стали 1Гр1Х5?5>, спеченной при разных температурах // Порошковая металлургия. - 1975, № 12. -С. 78-82.

4. Гревнов Л.М., Караваев В.М., Масленников H.H. Получение и свойства спеченных легированных сталей // Порошковая металлургия. Минвуз, сб. Jf 182. - Пермь: изд. ППИ. - 1976. - С. 46-45.

5. Черепанова Т.Г., Гревнов Л.М. Влияние термической обработки на механические свойства хромомслибденовых спеченных сталей // Порошковая металлургия. Меявуз. сб. .V1 182. - Пермь: изд. ППИ. -I97G. - С. I26-I3I.

6. Анциферов Б.Н., Черепанова Т.Г., Гревнов Л.М. Некотсрке особенности термообработки спеченных сталей, легированннх карбкдо-сйраз.у»ч;11».и элементами // Порошковая металлургия. Межвуз. сб., вьет. 2. - К.уйбкпев: изд. КуАИ. - Ii76. - С. IC5-IIC.

7. Спеченные конструкционные стали, их свойства и термическая обработка / Анциферов Б.Н., Черепанова Т.Г., Гревнов Л.М. и др.// Антифрикционные и фрикционные материмы. Сб. - Ки^е: изд. АН J'CCF. - 1978. - С. 79-85.

8. Анциферов В.К., Гревкоб Л.М., Гилев В.Г. Превращения при нагреье в спеченной стали КГр1,6 с анормальной структурой // По-росковаг метгглургия. Межвуз. сб., вот. 3. - Куйбышев: изд. КуАИ. - 1977. - С. 90-93.

9. Оптимизация состава сталей конструкционного назначения / Анциферов В.Н., ГреЕНОв Л.М., KtpaBr;';!.- Ь.М. и др. // Теория и технология процессов порошковой металлургии. Труды института металлургии. - Свердловск: ::зд. /Л СССР, УНЦ; - 1978, вып. 32. - С. 7882.

10. Гревнов Л.М., Гилев В.Г. Особенности формирования струк-тутэт; спеченного сплава Fi - 31% /Vi // Порошковая металлургия. Межвуз. сб. - Пермь: изд. Ш1И. - 1979. - С. 46-51.

11. Гревнов Л.М., Гилев В.Г. Исследование рельефа мартенсит-ного извращения в спеченных углеродист!« сталях // Порошковая, металлургия. Мэжвуз. сб. - Пермь: изд. ППИ. - 1979. - С. 93-97.

12. Спеченный сплав с повышенной износостойкостью / Анциферов

B.Н., Антонов ¡O.A., Гревнов Л.М. и др. // Порошковая метгллургия. т 1979, № 8. - С. 104-106.

13. Особенности формирования структуры спеченных хромсмолиб-деновых сталей / Анциферов В.Н., Гревнов Л.М., Овчишшкова Б.И. и др. // Исследования технологии металлических порошков.и спеченных материалов. Сб статей.-Свердловск: изд. УНЦ АН СССР. - 1980. -

C. 69-76.

14. Подбор износостойкого материала для чтулок коробки передач трактора T-I30 / Храменксв Ю.М., Гревков Л.М., Коршунов Л.Г. и

др. // Тракторы я сельхозмашины. - 1981, № 3. - С. 27-29.

15. Анциферов В.Н., Гревнов Л.М., Гилев В.Г. Выявление дислокаций в аустените углеродистой стали выращиванием в местах их выхода кристаллов муллита // Порошковая металлургия. Межвуз. сб. -Куйбышев: изд. Ку/Л. - 1981. - С. 103-105.

16. Анциферов В.Н., Гревнов Л.М., Масленников H.H. Старение порошковой мартенситностарепцей стали HI4K7F.ST2 // Поропковая металлургия. - 1985, № II. - С. 86-89.

17. Гревнов Л.М., Горохов В.Ю., Овчинникова В.И. Термическая обработка порошковых сталей // Диффузионные процессы, структура и свойства порошковых материалов. Сб. - Пермь: изд. ППИ. - 1985. -С. 95-134. Деп. в Черметинформации 23.04.86, № 3356 - 4M.

18. Грэвнов Л.М., Осипова Е.И. Отпуск порошковой углеродистой стали // Диффузионные процессы, структура и свойства порошковых материалов. Сб. - Пермь: изд. ППИ. - 1985. - С. 135-142. Деп. в Черметинформации 23.04.86, № 3356 - 4M.

19. Анциферов В.Н., Гревнов Л.М. Некоторы® особенности отпуска порошковых сталей // Поропковая металлургия. - 1987, № 9. ■• С. 47-52.

20. Анциферов В.Н., Гревнов Л.И., Перельман О.М, Изотерг-"чес-кий распад аустенита порошковых сталей, легированных хромом и молибденом // Металловедение и термическая обработка металлов. -1992, № 8. - С. 28-32.

21. Боброва С.Н., Гревнов Л.М., Перельман О.М. Взаимосвязь между структурой и свойствами порошковой стали 5СН4М с различной степенью химической неоднородности // Проблемы современных материалов и технологий. - Сб. статей. - Пермь: изд. ППИ. - 1992. - С. 63-69.

22. Анциферов В.Н., Гревнов Л.М., Перельман О.М. Некоторые особенности превращений хромомолибденовых порошковых сталей // Проблемы современных материалов и технологий. - Сб. статей. -Пермь: изд. ППИ. - 1992. - С. 235-260.

23. Анциферов В.Н., Гревнов Л.М., Перельман О.М. Термообработка никельсодержащих пороезеовых сталей // Известия вузов. Черная металлургия. - 1994, № I. - С. 60-66.

24. Авторское свидетельство № 594443. - 1977.