Теоретические основы кинетики распада аустенита в порошковых сталях, разработка оптимальных параметров их термообработки

Ивашко, Александр Григорьевич

Порошковая металлургия и композиционные материалы

автореферат диссертации по металлургии, 05.16.06, диссертация на тему:Теоретические основы кинетики распада аустенита в порошковых сталях, разработка оптимальных параметров их термообработки

доктора технических наук: Ивашко, Александр Григорьевич
город: Курган
год: 1998
специальность ВАК РФ: 05.16.06

Диссертация по металлургии на тему «Теоретические основы кинетики распада аустенита в порошковых сталях, разработка оптимальных параметров их термообработки»

Автореферат диссертации по теме "Теоретические основы кинетики распада аустенита в порошковых сталях, разработка оптимальных параметров их термообработки"

ь ,4

На правах рукописи

! ^ (о

Ивашко Александр Григорьевич

ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ КИНЕТИКИ РАСПАДА АУСТЕНИТА В ПОРОШКОВЫХ СТАЛЯХ, РАЗРАБОТКА ОПТИМАЛЬНЫХ ПАРАМЕТРОВ ИХ ТЕРМООБРАБОТКИ

Специальность 05.16.06 - "Порошковая металлургия и

композиционные материалы"

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

ПЕРМЬ 1999

/ ' > '

Работа выполнена в вузовско-академической лаборатории «Автоматизация процессов термообработки изделий из порошковых материалов» Курганского государственного университета и Института Металлургии Уральского отделения Российской Академии Наук.

Научный консультант:

Заслуженный деятель науки и техники РФ, доктор технических наук, профессор

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор член-корр. РАЕН, доктор технических наук, профессор

доктор технических наук, профессор

Ведущая организация:

Курганский машиностроительный завод

Защита состоится «¿5 у>маргд 1999г. в {0"часов на заседании Диссертационного Совета Д 063.66.04 по присуждению ученой степени доктора технических наук в Пермском 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.

Гуревич Ю.Г.

Гревнов Л.М.

Богодухов С.И. БоченинВ.И.

Автореферат разослан « 199,7г.

Ученый секретарь Диссертационного Совета Д 063.66.04 доктор техничес наук, профессор

[У

3 9/0.

я с*

■А.А.Ташкинов

РОССИЙСКАЯ 5СУДЛРСТВЕШ1ЛЯ БИЯ "ШОТЕКА 3

~0\

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Применение методов порошковой металлургии при изготовлении различных изделий позволяет довести до минимума потери металла и использование металлорежущих станков, снизить занятость рабочих в производственном процессе, сократить расход электроэнергии на единицу производимой продукции и в значительной мере автоматизировать производство.

Особенно широкое применение методы порошковой металлургии нашли в производстве конструкционных деталей. Расширение номенклатуры деталей из порошковых сталей связано с их использованием при высоких нагрузках, а это требует повышения конструктивной прочности. Для решения этой задачи необходима разработка не только новых марок порошковых сталей, но и теории и практики улучшения их термической обработкой, а также способов и устройств для их термической обработки.

Установлено, что основные закономерности, наблюдаемые при нагреве и охлаждении компактных сталей, действуют в аналогичных условиях и для порошковых сталей. Но особенность структурного состояния последних не позволяет автоматически применять для них параметры, режимы и технологические процессы обработки деталей из литых и компактных сталей.

Поэтому исследование структурных превращений порошковых сталей с различной пористостью, построение изотермических и термокинетических диаграмм, а также разработка простых и надежных устройств для термообработки крайне необходимы для эффективного использования улучшения сталей закалкой и отпуском.

Представленный в диссертационной работе комплекс работ выполнен в соответствии с Государственной программой: ГНТП в рамках МНТК «Порошковая металлургия» (Постановления Совета Министров СССР №1230 от 12.12.85 г., №1352 от 13.11.86 г., №1330 от 14.11.86 г.), ГКНТ в рамках МНТК «Порошковая металлургия»(№23 от 17.01.91) по темам № гос.рег.01.86.0007366, №01.9.1012558, №01.9.60002434, №01.8.80003894, №01.8.60063970, входящим в координационный план научно-исследовательских работ по АН СССР и РАН по направлению 03.01 Конструкционные материалы.

Цель работы . Разработать основы теории, позволяющие эффективно прогнозировать особенности фазовых превращений в пористых порошко-

вых сталей при охлаждении после нагрева выше критических температур, режимы закалки и отпуска, прокаливаемость, разработать необходимые устройства для их термообработки.

Для достижения этой цели в работе поставлены следующие задачи:

1) Исследовать кинетику распада аустенита в пористых порошковых сталях и построить термокинетические, изотермические диаграммы с диаграммами скоростей распада.

2) На основании выявленных зависимостей распада переохлажденного аустенита построить математические модели процессов фазовых превращений и тепловых изменений системы в зависимости от условий охлаждения.

3) Показать теоретические закономерности влияния пористости на кинетику фазовых превращений в порошковых сталях.

4) Разработать на основании проведенных исследований способ термообработки порошковых сталей в самогенерируемой защитной среде, обеспечивающий высокие физико-механические свойства.

Автор защищает.

1) Методику магнитометрического исследования кинетики распада переохлажденного аустенита в пористых порошковых сталях. Разработку быстродействующего магнитометра и математическое обеспечение обработки экспериментальных данных.

2) Закономерности скорости распада переохлажденного аустенита, позволяющие количественно характеризовать кинетику фазовых превращений.

3) Математические модели тепловых и фазовых превращений, основанных на экспериментально построенных диаграммах скоростей распада аустенита.

4) Теоретические закономерности влияния пористости на кинетику фазовых превращений порошковых сталей.

5) Способ и устройства установок для термообработки порошковых сталей в самогенерируемой защитной среде, позволяющие совмещать спекание, закалку, самоотпуск и пропитку маслом.

Научная новизна полученных результатов заключается в следующем:

1) Впервые проведено комплексное моделирование кинетики распада переохлажденного аустенита пористых порошковых сталей на основании анализа изотермических и термокинетических диаграмм, а также диаграмм скоростей распада аустенита.

2) Разработана методика магнитометрического исследования и по" лучены 24 изотермических, термокинетических диаграмм и диаграмм ско" ростей распада аустенита в порошковых сталях различного состава и по" ристости.

3) Созданы математические модели тепловых процессов охлажде" ния, которые учитывают теплоту фазовых превращений. Модифицирована математическая модель Колмогорова процессов фазовых превращений ау" стенита в диффузионной области и разработана модель процессов мартен" ситного превращения аустенита.

4) Впервые показано, что влияние пористости порошковой стали на температуру начала образования мартенсита и кинетику превращений осуществляется через дилатационный эффект.

5) Впервые установлена зависимость скорости роста новых фаз в диффузионной области превращения от пористости стали. Определены ко" личественные закономерности влияния химического состава стали на тем" пературу начала мартенситного превращения, минимальную устойчивость аустенита, критическую скорость закалки и среднюю скорость превраще" нил.

6) Установлено влияние режимов термообработки на структурные образования и механические свойства порошковых сталей разного состава и пористости. Научно обоснованы режимы закалки и отпуска конструкци" онных порошковых сталей, позволяющие получить заданный комплекс механических свойств.

Достоверность результатов основана на использовании современных технических средств и исследовательских методик, хорошим соответствие результатов моделирования и эксперимента.

Практическая ценность:

Разработан способ нагрева изделий из порошковых материалов в са" могенерируемой защитной среде, представляющей собой продукты разло" жения масла. Разработан и внедрен ряд устройств для термической обра" ботки порошковых сталей, которые включают камеру нагрева, загрузку и выгрузку деталей через масляный затвор.

Разработан и внедрен способ полугения цилиндрических деталей пу" тем совмещения спекания и термической обработки, который позволяет сохранять размеры и форму цилиндрических изделий с толщиной стенки три и менее миллиметров.

Личное участие автора. Все выносимые на защиту научные и практи"

ческие результаты получены лично автором. Других исследователей при" влекали на этапах постановки экспериментов, при обсуждении результатов и промышленном опробировании разработок.

Апробация работы. Основное содержание диссертации отражено в 53 статьях, опубликованных в журналах «Порошковая металлургия», «Извес" тие вузов. ЧМ», «Сталь» и др., в сборниках научных трудов, монографии и в 4-х авторских свидетельствах.

Результаты работы доложены и обсуждены на : совещании по ком~ плексной программе «Порошковая металлургия» Курган, 1984; научно-техническом семинаре «Применение порошковой металлургии для изго" товления деталей и инструмента» Москва, 1986; XVI Всесоюзной научно-технической конференции по порошковой металлургии, Свердловск, 1989; всесоюзном научно-техническом семинаре «Электрофизические техноло" гии в порошковой металлургии» Киев, ИПМ АН УССР, 1989; всесоюзной научно - технической конференции «Новые материалы и ресурсосбере' гающие технологии термической и химико-термической обработок дета" лей машин и инструмента», Махачкала, 1989; всесоюзной научно - техшг ческой конференции «Термообработка порошковых сталей» Курган, 1991; первом собрании металловедов России, Пенза, 1993; первом всероссий" ском семинаре «Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в со" временном материаловедении», Москва, 1997.

Публикации. Содержание диссертации опубликовано в 48 работах, из них 1 монография. Получено 4 авторских свидетельства.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 5глав, общих выводов, списка использованной литературы и содержит 292 стра" ницы текста, 25 таблиц, 106 рисунков, 234 названия литературных источ" ников, приложение.

СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИОННОЙ РАБОТЫ

Во введении обосновывается научная актуальность разработки основ теории, позволяющей эффективно прогнозировать особенности фазовых превращений пористых порошковых сталей при охлаждении после нагрева выше критических температур, режимы закалки и отпуска, прокаливае" мость, а также практическая актуальность разработки устройства для их термообработки; формируются цели и задачи исследования; приводятся основные результаты, составляющие научную новизну и практическую

ценность; приводятся основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе «Кинетика распада переохлажденного аустеннта в порошковых сталях» проанализированы методы исследования кинетики фазовых превращений, обоснована необходимость создания новых инст" рументальных средств и методик; описывается автоматизированный ком" плекс для исследования кинетики фазовых превращений, созданных на ба" зе быстродействующего магнитометра и разработанного математического аппарата обработки экспериментальных данных; приводятся эксперимен" тальные результаты исследования кинетики фазовых превращений сталей ПК50ДЗ, ПК70ДЗ, ПКЗОДЗ, ПК150Д2, ПК70Н, ПК200ДЗ, ПК15Н2М, ГЖ30Н2М и ГЖ40ШМ, а также построенные 24 термокинетические, изо" термические диаграммы и диаграммы скоростей распада; обсуждаются по" лученные результаты.

Конструкция разработанного магнитометра дает возможность увели" чить его быстродействие в 4 раза, а точность измерения количества пре" вращенного аустенита в 2 раза выше существующих. Это позволяет полу" чать достоверные данные о скорости распада аустенита порошковых ста" лей с точностью до 3% и о количестве превращенного аустенита с точ" ностъ(л^) 0,5%.

Разработан алгоритм и программное обеспечение обработки экспе" риментальных данных магнитометра. Алгоритм расчета строился по еле" дующей схеме:

1 • Экспериментальное определение зависимости относительной намагни" ченности различных фаз в зависимости от температуры (К^ -феррита, Кт -мартенсита, Кр-перлита, Кс - структурно-свободного цементита)•

2- Определение поправочной функции намагниченности в зависимости от конечного фазового и структурного состава стали (ар, ау, ас, а,„) Определение структурного и фазового состава стали в температурно-временных координатах. При этом принимали, что различные струк" турные превращения осуществляются в различных температурно-временных интервалах. Границы этих интервалов определяли при ре" шении нелинейных уравнений. Так, например, температуру начала пер" литного превращения (Тр) определяли из уравнения:

КЛТр)-ар = Р(Т)><71-КЛТр)-аг • ^

Анализ кинетических диаграмм, полученных с использованием более тонких инструментальных средств, показал, что положение линий на тер" мокинетических и изотермических диаграммах существенно зависит от точности измерения количества превращенного аустенита Особенно существенно влияет эта точность на минимальную устойчивость аустенита и критическую скорость закалки (таблица 1).

Таблица 1 - Критическая скорость закалки и минимальная устойчивость

аустенита в зависимости от точности регистрации.

Сталь Критическая Минимальная устойчивость

скорость закал" Аустенита

ки, К/с температура, К Время, с

г Д1^ АЧ> Д¥

±0,5 ±5 ±0,5 ±5 ±0,5 ±5

ПК15Н2М 150 74,1 707 773 1,9 4,1

ПК70ДЗ 95 75 863 735 2,6 6

ПК70Д10 60 53,2 853 790 3,8 5

ПК40Н2М 52 27,3 589 576 10,5 20,5

ПК30Н2М 80 42,4 628 630 6,5 12,5

Следовательно, различие кинетических параметров, приведенных в литературе, может быть следствием только инструментальной ошибки.

Анализ структурных и фазовых превращений в условиях непрерыв" ного охлаждения показал, что вид термокинетической диаграммы (рису" нок1а)определяется не только физико-химическими свойствами сталей, но и условиями их построения, например, кинетикой охлаждения образцов. Поэтому термокинетические диаграммы дают возможность только качест" венно оценить влияние различных факторов на кинетику распада. В то же время, изотермические диаграммы не дают информацию об атермическом превращении аустенита в мартенсит.

Впервые предложены диаграммы скоростей распада переохлажден" ного аустенита, которые строились, используя данные: время, температу" ру и скорость распада. Кривые на этих диаграммах показывают линии изо" скорости (рисунок 16).

Анализ построенных диаграмм скоростей распада показал, что: " скорость превращения мало чувствительна к изменению кинетики охлаждения в области переохлажденного аустенита;

т\с

а) термокинетическая диаграмма;

б) диаграмма скоростей распада.

Рисунок 1 - Кинетика распада переохлажденного аустенита горя" чештампованной стали ПК40Н2М.

" диаграммы скоростей превращения представляют количественные данные кинетики распада во всем температурно-временном интервале пре" вращения.

" моделирование фазовых превращений по данным диаграммы скоро" стей распада аустенита позволяет намного точнее прогнозировать струк" турные превращения, так как использование численного дифференцирова" ния увеличивает ошибку на два порядка;

" скорость превращения дает возможность непосредственно оценить скорость зарождения центров или вероятность зарождения центров новой фазы, в том случае, если время роста одного кристалла соизмерима с 0,1...0,7с (временной интервал переходных процессов измерительной схе" мы магнитометра).

Следовательно, только использование диаграмм скоростей распада переохлажденного аустенита дает возможность сравнивать кинетику фазо" вых превращений в различных сталях при непрерывном охлаждении.

Исследование скоростей распада дает возможность сделать следую" щие выводы:

" скорость превращения является непрерывной функцией времени и температуры;

" функция скорости превращения (дУ/дТ) данной марки стали, зави" сит от двух параметров (Т, г)> поэтому изображается поверхность в трех" мерной системе координат (ВУ/дТ > Т, г), она имеет максимумы в диффу" зионной и мартенситной области превращения;

~ максимальная скорость превращения и температурно-временной интервал ее в диффузионной области не зависит от скорости охлаждения, тогда как в мартенситной области она определяется, главным образом, ха" рактером охлаждения аустенита.

В то же время диаграммы скоростей превращения не определяют ки" нетические параметры фазовых превращений, зависящих от физико-химических свойств стали. Поэтому необходимо построение метода расче" та этих параметров, исходя из физической модели фазовых превращений, на основание экспериментально построенных диаграммах скоростей рас" пада.

Во второй главе «Математическое моделирование тепловых и фазо" вых процессов при термической обработке порошковых сталей» описаны разработанные математические модели, позволяющие прогнозировать фа" зовый и структурный состав порошковых сталей после закалки, а также определить кинетические параметры распада аустенита на основании дан"

ных диаграмм скоростей распада.

Моделирование кинетики охлаждения осуществляли с помощью дифференциального уравнения теплопроводности при нелинейных гра" ничных условиях.

Впервые предложено рассчитывать тепловой эффект фазовых пре" вращений ()(Т, г) на основе кинетической модели, где скорость пре" вращения определялась из экспериментально построенных диаграмм ско"

ростей распада —~(Т,т) (смотри рисунок 16):

= . (2) ф дг

где у- плотность в сплаве, кг/м3»' Ь - удельная теплота фазовых превращений, Дж/кг.

Дифференциальные уравнения теплопроводности решали неявным методом конечно-разностных схем, что обеспечило устойчивость и кор" ректностъ метода для выбранных граничных условий. Проводили модели" рование объемной и торцевой закалки. При этом дифференциальное урав" нение приводили к системе линейных уравнений. Так, например, при мо" делировании объемной закалки система линейных дифференциальных уравнений имеет вид:

где а, = --г—--2- ; (4)

п ■ X ,

X, +

кг ■ х

/ '~г

(5)

С:

!+-V • 2

Л /г ' + -

№ I — ^ \

V ' + 2

1 — 2 У

/х2 -х..

.1 .1 у— у—

с,. " - Г,- 2

(6)

■_1 • I

(7)

Решение осуществляли методами переменных направлений и сим" метричным блочным методом Гаусса-Зейделя. Использование диаграмм

скоростей распада позволяет определять I —— I и прогнозировать фазо"

V я л

вые и структурные превращения при охлаждении, а, следовательно, про" гнозировать структуру стали после закалки. Количество распавшегося ау~ стенита с достаточно хорошей точностью (5%) определяли численным ин" тегрированием:

¥! = у Г1 +

дцг

1к

^ + Г^У

у 1

# Л

г 2

(8)

При моделировании учитывали влияние пористости на теплофизиче" ские параметры. Моделирование фазовых превращений в каждой точке образца позволяет, во-первых, определять прокаливаемость стати в виде полос прокаливаемости или критического диаметра, во-вторых, рассчитьг вать упругие напряжения, и, наконец, прогнозировать свойства стали в процессе термической обработки. В данной работе производили расчет прокаливаемости порошковых сталей ПК70Н, ПК50ДЗ, ПК70ДЗ, ПК40Н2М, ПК15Н2М, ПК30Н2М, ПК70Д10, ПК150Д2 по данным диаграмм скоростей распада. Для оценки достоверности модельных экспериментов была определена прокаливаемость стали ПК70Н экспериментально и расчетным путем. Отклонение расчетных данных от экспериментальных составило не более 10%.

Впервые было показано, что увеличение пористости приводит к увеличению скорости превращения и увеличению тепловыделений в резуль"

тате фазовых превращений. В результате этого скорость охлаждения за" медляется, что и является одной из причин низкой прокаливаемости по" рошковых сталей, этим же объясняется узкий интервал скоростей охлаж" дения ниже критической, обеспечивающих получение мартенсита.

Для подтверждения последнего вывода был проведен машинный эксперимент. Для стали 1Ж70Н рассчитывалась прокаливаемость с учетом тепловыделений, без учета тепловыделений и с тепловыделениями, уменьшенными в 2 раза. Как видно из рисунка 2, с увеличением тепловы" делений прокаливаемость уменьшается за счет толщины полумартенсит" ной зоны. Таким образом, в порошковых сталях, имеющих высокие значе" ния скоростей распада аустенита, нельзя пренебрегать изменением харак" тера охлаждения в результате выделения тепла при фазовых превращешг ях.

Исходя из данных диаграмм скоростей распада были построены ма" тематические модели превращения аустенита. Фазовый распад аустенита был разделен на превращения с термически активируемой скоростью роста новой фазы и превращение с атермической скоростью роста (мартенсит" ное).

а) с учетом тепловыделений фазовых превращений;

б) без учета тепловыделений;

в) тепловыделения уменьшены в 2 раза.

Рисунок 2 - Изменение расчетного содержания мартенсита в струк" туре по длине торцевого образца стали ПК70Н.

Для первого типа превращения математическая модель строилась на основе модели Колмогорова. Модификация модели заключалось в том, что было учтено «столкновение растущих фаз», а также зависимость вероятно" ста зарождения новой фазы и скорости роста от температуры. Данная ма" тематическая модель описывается уравнениями (9)..(11):

Г(*) = 1-ехр

4ж

'Т

•с-^-Лм')-^

/(*/)= \к{х)-<1г

СТ+К,)2

Ч/'

к(т) = К0 • ехр(-

К,

(9) (10)

(И)

«(/) = й, • ехр

~(Т + а3)

■ехр(а4? + а5?2)

(12)

где Т - температура, К;

к (г) - линейная скорость роста, с"1; У(1) - доля распавшегося аустенига; К0,К1,К2,а1,аг,а3,а4,а5 • коэффициенты. Мартенситное превращение моделировали дифференциальным урав" нением:

^ = (1_П.у(7>ех рН2/г,) , сИ

(13)

где у(Г) = 0 при Т > М п '■> у(7) = у0.-ехр(-ДСя//^Г) при Т <М„ > Мп - температура начала превращения аустенита в мартенсит. Мп определяется из условия равенства ДС,„ = 0 • Кинетические параметры модели определялись методом наименьших квадратов.

После исследований различных методов решения для данной задачи

был выбран квазиньютоновский метод с применением стратегии « модель -доверительная область». Для обеспечения глобализации сходимости экс" тремальной подзадачи в случае знаконеопределенной матрицы вторых производных был применен модифицированный метод Холесского. При определении удельной скорости распада аустенита использовали выраже" ние:

Результаты расчетов кинетических параметров для различных сталей обсуждаются в третьей главе.

В третьей главе «Влияние пористости и химического состава на юг нетику распада переохлажденного аустенита» проведен анализ современ" ного состояния данной проблемы, приведены различные модели, описы" вающие влияние пористости на кинетические параметры распада переох" лажденного аустенита, показывающие противоречия в различных подходах к решению этих задач. Описаны результаты исследования процессов фазовых превращений в зависимости от пористости, химического состава и режимов термической обработки.

На основании данных термокинетических диаграмм сталей ПК40, ПК40Х, ПК40ХН, ПК40ХНМ и ПК40Н2М с пористостью 0... 17% были построены модели зависимости кинетических параметров распада от по" ристости и легирующих элементов. Показано, что из всех исследованных кинетических параметров только температура начала мартенситного пре" вращения адекватно зависит от пористости для различных сталей.

Была исследована кинетика распада аустенита сталей ПК70ДЗ с по" ристостью 15% и пропитанная медью. Особенность проведения пропитки (время 10 с), а также малое влияние легирования меди на кинетику распада аустенита (показано диаграммами стали ПК70Д10) дает возможность счи" тать, что пропитка медью моделирует устранение пористости (рисунок 3)-

Скорость превращения аустенита в мартенсит, при одинаковых ско" ростях охлаждения, у пористой стали выше, чем у пропитанной (рисунок 4).

Впервые показано, что выигрыш свободной энергии при образова" нии центров зарождения новой фазы увеличивается с увеличением порис" тоста за счет уменьшения упругой энергии при дилатационном эффекте:

I г з 4 ! д изом я> ктяетяо с>с

а) ГОС70ДЗ с пористостью 15%;

б) ПК70ДЗ, пропитанная медью.

Рисунок 3 - Диаграммы скоростей распада переохлажденного аустенита.

(с!У/<Й)/(1-У)Д/с 121

Т,К

1) сталь с пористостью 15%;

2) сталь, пропитанная медью.

Рисунок 4 - Изменение скорости образования мартенсита от температуры превращения при охлаждении со скоростью ЗООК/с стали ГЖ70ДЗ.

ДФ =

ДФ„ + 2Ра +

Еа2 V

1-У.

-пр^ + аАпръ

(15)

где ДФ0 = Фр

фо;

ф|,,фд-термодинамический потенциал новой и старой фазы при отсутствии напряжения, Дж;

Р - гидростатическое давление на систему, Па; 1 Д V

а ~ — —— - дилатационный эффект фазового превращения;

Д^- объемный эффект превращения; Е - модуль упругости, Па;

Уп- коэффициент Пуассона;

- сила поверхностного натяжения, Дж/м2; ркт/ - критический радиус образовавшегося зародыша новой фазы, м. Зависимости коэффициента Пуассона и модуля упругости от пористости определялись уравнениями:

Е = Е-&"

(16)

где Ек - модуль упругости компактного материала, Па;

Ут - коэффициент Пуассона компактного тела;

относительная плотность;

т1, т2 - коэффициент т1 ~ ■•• 2, т2 - 0,25 ... 0,5.

Исходя из этой модели было оценено влияние пористости на темпе" ратуру начала мартенситного превращения (Мн )•

дф (Г) + ^1 = 0 ■ (17)

Как показывают расчеты, пористость 15% приводит к увеличению температуры мартенситного превращения, оцененное по уравнению (17), на 10... 15%. Это хорошо согласуется с приведенными диаграммами.

Анализ диаграмм скорости распада аусгенита (рисунок 3) в феррито-перлитной области показал обязательное наличие замкнутой области мак" симальных скоростей (эта особенность отражена в моделях главы 2).

Показано, что положение области максимальных скоростей превраще" ния в температурно-временном интервале практически не зависит от по" ристости стали, в то время как пористость существенно влияет на мини" мальную устойчивость аустенита. Скорость распада аустенита определяет" ся, согласно принятой модели, вероятностью образования центров зарож" дения и линейной скорости роста.

Линейная скорость роста определялась зависимостью:

рЩс)

у =

(18)

где г- время превращения.

¿(С) - эффективный коэффициент диффузии. Можно определить эффективный коэффициент диффузии в условии концентрационной неоднородности следующим образом:

г, 2ЕУС .л

1+-(О

V (1 -УЯ)*Т у

В формуле (19) с увеличением пористости множитель Е ■ (1 — vn) 1 > согласно формулам (9), уменьшается, что равносильно понижению коэф" фициента диффузии, и уменьшению линейной скорости роста. Согласно (17) и (19) увеличение пористости с 0% до 20% приводит к уменьшению скорости роста на 35%.

Модельные эксперименты показали, что скорость роста перлита в компактной стали на 30% больше, чем в пористой ~ 15%).

Проведено исследование кинетики распада в зависимости от химиче" ского состава и предварительной термической обработки. Построены per" рессионные зависимости минимальной устойчивости аустенита , темпера" туры начала мартенситного превращения, критической скорости закалки в зависимости от углерода и легирующих элементов: молибдена, никеля и хрома. Математическая обработка построенных термокинетических диа" грамм и диаграмм скоростей распада показала, что увеличение температу" ры аустенитизации стали ПК40Н2М приводит к уменьшению вероятно" ста образования центров новой фазы и линейной скорости роста. Это хо" рошо согласуется с проведенными термодинамическими расчетами, пока" зывающими увеличение концентрации молибдена в твердом растворе, ко" торый приводит к уменьшению вероятности образования центров новой фазы и скорости роста.

Исследование влияния термоциклической обработки показали, что предварительная ТЦО значительно влияет на характер распада аустенита. После ТЦО область минимальной устойчивости аустенита уменьшилась более, чем в 2 раза, и повысилась на 25 К. При этом повысилась темпера" тура начала образования мартенсита. Показано, что скорости распада ау" стенита практически не изменялись в результате ТЦО, а значение макси" мальных скоростей распада и их положение в температурно-временном интервале превращения осталось прежним.

В четвертой главе «Способ и установки для термообработки порош" ковых сталей в самогенерируемой защитной среде» проанализированы различные способы и устройства для термообработки порошковых сталей , обоснована необходимость разработки новых способов и устройств терми" ческой обработки, обеспечивающей необходимый комплекс физико-механических свойств. Описаны способы термообработки в самогенери" . руемой защитной среде и устройства, реализующие эти способы.

Для исследования химико-физических процессов, протекающих при спекании прессовок порошковых сталей в парах масла в условиях дли"

тельного (более 600с) нагрева была сконструирована лабораторная уста" новка обеспечивающая спекания при температуре до 1600К. Было уста" новлено, что при нагреве порошковых материалов ПК70ДЗ до температу" ры 1473К в парах масла и продуктов его разложения получали в реакцион" ной камере следующий состав газа: СБЦ - 48-54%, Нг - 20-24%, СпНь " 18%, СО-4-7%.

Исследования химического состава стали после спекания подтвер" ждают то, что при достаточно большой выдержке (1200-7200с) углерода" стые порошковые стали не окисляются и не обезуглероживаются.

Для спекания дистанционных колец были разработаны и внедрены на Катайском насосном заводе установки УСКА-95 и УСКА-110. Нагрев прессовок осуществлялся ТВЧ с генератором на 2,5кГц. Режимы охлаж" дения, определенные на основе термокинетических диаграмм, обеспечива" ли феррито-перлитную структуру.

Для спекания, закалки, самоотпуска и пропитки маслом дистанцион" ных колец траков гусениц трактора Т170 сконструирована опытно-промышленная установка СТОПК-50-0,2, которая была внедрена на Челя" бинском тракторном заводе. Прессовка проходила следующие технологи" ческие операции: спекание в самогенерируемой защитной атмосфере, со" вмещенная закалка, отпуск и пропитка маслом.

Опыт эксплуатации описанных устройств позволил разработать ус" тановки для термической обработки и спекания порошковых сталей в са" могенерируемой защитной атмосфере конвейерного и карусельного типа.

Разработанные установки непрерывного действия для термообработ" ки порошковых статей дают возможность осуществлять изотермическую закалку, а также термоциклическую обработку. Общий принцип этих уст" ройств показан на рисунке 5. Эти устройства позволяют производить тер" мическую обработку по оптимальным режимам, полученным на основа" нии анализа термокинетических, изотермических диаграмм и диаграмм скоростей распада.

В главе пятой «Механические свойства порошковых сталей и техно" логия их получения» проанализированы различные режимы спекания, за" калки и отпуска, обоснованных термокинетическими и изотермическими диаграммами.

Исследованы механические свойства сталей в зависимости от режи" мов изотермической закалки и термоциклической обработки. Полученные структуры и связанные с ними механические свойства хорошо согласуются с изотермическими диаграммами и диаграммами скоростей распада.

Рисунок 5. Схема многокамерной установки для термообработки и спекания порошковых сталей.

Применение высокотемпературной термоциклической обработки и изотермической закалки дало возможность получить высокий комплекс механических свойств стали ПК40Н2М, например, у=20%, сг=1500Мпа, КСи=0,7МДж/м2. Это позволяет использовать ее при производстве тяже-лоиагруженных деталей.

Исследовано совмещенное спекание с закалкой и самоотпуском порошковых деталей типа «тела вращения» в самогенерируемой защитной среде. Показано, что спекание прессовок из стали ПК150Д2 при Т=1393К в течение 1200-1500с, с подстуживанием до температуры 1073К, закалка в масле со скоростью 90К/с до температуры 453-493 К и дальнейшее охлаждение на воздухе обеспечивает получение после закалки мелкозернистой мартенситной структуры с малым содержанием остаточного аустенита. Структура колец устойчиво обеспечивала твердость 38-42 Н11С.

Как следует из диаграммы скоростей превращения стали ПК150Д2, даже незначительные отклонения от оптимальных скоростей охлаждения приводит к значительному сокращению количества мартенсита в структуре стали. На рисунке 6 приведена микроструктура стали ПК150Д2 после закалки.

Как видно из рисунка, при охлаждении с оптимальной скоростью образуется 90% мартенсита, 5% остаточного аустенита и 5%цементита (рисунок 6а), в то время как отступление от оптимальных режимов термообработки приводит к образованию сорбито-трооститных структурных составляющих (рисунок 66). Таким образом, сравнительное исследование полученных дистанционных колец и колец, сделанных фирмой «Катер-пиллер», показал, что структура и механические свойства колец, полученных по вновь разработанной технологии выше уровня мировых стандартов. Разработанная технология обеспечивает получение тонкостенных колец без существенного коробления. Статистический анализ геометрических размеров, формы и шероховатости колец по предлагаемой и традиционной технологии показал, что полученный по предлагаемой технологии вероятностный интервал размеров колец сужается в 5 раз, размах отклонения от крутости снижается в 15-20 раз, интервал шероховатости (Е1а) уменьшается в 3 раза, а шероховатость понижается в 1,5 раза. Исследована термическая обработка порошковых сталей с использованием самогенерируемой защитной атмосферы в установках описанных в четвертой главе.

а) оптимальный режим термообработки;

б) термообработка фирмой «Катерпиллер» (США).

Рисунок 6- Микроструктура дистанционных колец из стали

ПК150Д2, х500.

ВЫВОДЫ •

1. Разработана конструкция магнитометра, имеющая быстродействие в 4 раза, а точность в 2 раза выше существующих, что позволяет получать достоверные данные о скорости распада аустенита порошковых сталей с точностью 3%. Составлены уравнения, позволяющие обрабатывать экспериментальные данные магнитометрических исследований с целью определения степени и скорости распада аустенита и разработано математическое обеспечение обработки этих данных на ЭВМ.

2. Создана новая методика построения диаграмм скоростей распада переохлажденного аустенита. Впервые показано, что скорости превращения менее чувствительны к изменению процесса охлаждения, а также позволяют количественно характеризовать кинетику фазовых превращений, что понижает ошибку построенных моделей на два порядка.

3. Получены 24 изотермических, термокинетических диаграмм и диаграммы скоростей распада аустенита порошковых сталей разного состава и пористости.

4. Показано, что при расчетах тепловых процессов охлаждения стали необходимо учитывать тепловыделения фазовых превращений. Впервые теплота фазовых превращений рассчитывалась по диаграммам скоростей распада аустенита. Создана математическая модель тепловых процессов охлаждения с целью прогнозирования прокаливаемости.

5. Модифицирована математическая модель Колмогорова процессов фазовых превращений аустенита в диффузионной области на основе данных диаграмм скорости распада и разработана математическая модель процесса превращения аустенита в мартенсит в порошковых сталях.

6.Впервые показано, что влияние пористости порошковой стали на температуру начала образования мартенсита и кинетику превращения осуществляется через дилатационный эффект. Определена количественная связь температуры М„ и скорости мартенситного превращения с пористостью.

7.Впервые установлена зависимость скорости роста новых фаз в диффузионной области превращения от пористости стали. Определены количественные закономерности влияния химического состава стали на температуру начала мартенситного превращения, минимальную устойчивость аустенита, критическую скорость закалки и среднюю скорость превращения.

8. Разработан способ нагрева изделий из порошковых материалов в самогенерируемой защитной среде, представляющей собой продукты разложения масла. Исследован состав продуктов разложения масла и показано, чгго пары масла полностью предохраняют порошковую сталь при нагреве и охлаждении от окисления и обезуглероживания. Предложен ряд устройств дня термической обработки порошковых сталей, включающий камеру нагрева, загрузку и выгрузку деталей через масляный затвор.

9. Сформулированы основные закономерности влияния режимов термической обработки на структурные образования и механические свой-

ства порошковых сталей разного состава и пористости. На основании разработанных теоретических предпосылок научно обоснованы режимы закалки и отпуска конструкционных порошковых сталей, позволяющие получить заданный комплекс механических свойств.

10. Показано, что разработан способ получения цилиндрических деталей путем совмещения спекания и термотеской обработки, что позволяет сохранять размеры и форму цилиндрических изделий с толщиной стенки трех и менее миллиметров. Установлено повышение комплекса механических свойств порошковой горячештампованной стали ПК40Н2М после изотермической закалки и дополнительной термоциклической обработки, что позволяет использовать эту сталь при производстве тяжелонагружен-ных деталей вместо компактных сталей.

Основное содержание диссертации достаточно полно опубликовано в следующих работах:

Монография.

1. Гуревич Ю.Г., Ивашко А.Г. Кинетика распада переохлажденного аусте-нита порошковых сталей. - Курган: Изд-во Курганского гос.ун-та, 1998. -153с.

Научные статьи.

2. Структурные превращения и свойства порошковых сталей при термической обработке /Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Паньшин И. Ф., Ивашко А. Г. // Новое в машиностроении и термической обработке. -Челябинск, 1983. - С.63.

3. Гуревич Ю. Г., Юшковский А. Г., Ивашко А. Г. Фазовые превращения в стали 40ХН2Мп, полученной путем спекания прессовок из легированного порошка // Применение порошковых композиционных материалов и покрытий в машиностроении: Тез. докл.У Уральской регион, конф. по порошковой металлургии и композиционным материалам. - Пермь, 1983.-С. 9.

4. Гуревич Ю.Г., Ивашко А.Г. Механические свойства порошковых сталей после закалки и отпуска. //Структуры объемно и поверхностно упрочненной стали. -Новосибирск: НЭИ, 1984. -С.46-51.

5. Ивашко А.Г. Магнитометр для изучения фазовых превращений в порошковых сталях.// Тез. Докл. Совещания по комплексной программе «Порошковая металлургия». - Курган, 1984. -С.9-10.

6. Ивашко А.Г., Юшковский А.Г., Паньшин И.Ф. Магнитометр для иссле-

дования распада аустенита в компактных и порошковых материалах. -Курган, 1984. -7 с. - Деп. В ВИНИТИ 1984, №3д12396.

7. Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г.,Юшковский А. Г. Автоматическое устройство для спекания и термообработки изделий из порошковых материалов // Теория и практика порошковой металлургии. Электрофизические технологии в порошковой металлургии: Тез. докл. науч.-техн. семинаров. - Челябинск, 1984. - С. 49-50.

8. Свойство стали 40Н2М после изотермической закалки /Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Ивашко А. Г., Панынин И. Ф. // Горячее прессование. -Новочеркасск, 1985. - С. 182- 183.

9. Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Ивашко А. Г. Влияние пористости на кинетические параметры превращения аустенита в порошковых сталях при непрерывном охлаждении. - М., 1985. - Деп. в справочно-информационном фонде ЦНТБ ЧМ, № 10. - С. 159. - ЗД/2939.

10.. Влияние термоциклической обработки на кинетику распада переохлажденного аустенита порошковой стали 40Н2М /Ивашко А. Г., Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Юшковский А. Г // Технология получения изде-. лий из порошков и исследования их свойств. - Пенза, 1985. - С. 33-34.

11.Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Ивашко А. Г. Влияние пористости на скорость диффузионного распада аустенита// Порошковые композиционные материалы и покрытия. - Пермь, 1985. -с.35.

12.Гуревич Ю, Г., Ивашко А. Г., Панынин И. Ф. Кинетика превращения аустенита в порошковой стали ЖГр1 ДЗ до и после пропитки медью // Изв. вузов. "Черная металлургия". - 1985. -№ 11. - С. 139-140.

13.Влияние углерода и способа легирования на кинетику распада переохлажденного аустенита /Ивашко А. Г., Гуревич Ю. Г., Юшковский А. Г., Панынин И. Ф. // Технология получения изделий из порошков и исследование их свойств: Тез. докл. зон. конф. - Пенза, 1985. - С. 33.

14.Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г., Рахманов В. И. Влияние пористости на скорость диффузионного и бездиффузионного распада аустенита //Применение порошковых, композиционных материалов и покрытий в машиностроении. - Пермь, 1985. - С. 55-56. - ДСП.

15.Метод расчета прокаливаемое™ порошковых сталей с учетом скоростей распада аустенита /Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г., Юшковский А. Г., Паньшин И. Ф. // Применение порошковых, композиционных материалов и покрытий в машиностроении. - Пермь, 1985. - С. 53-54. - ДСП.

16.Структура и свойства стали 40Н2Мп после обычной и изотермической

закалки /Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Ивашко А. Г., Паньшин И. Ф. // Применение порошковой металлургии для изготовления деталей и инструмента. - Москва: ВНИИТЭМР, 1986. - С. 94-95. - ДСП.

17. Автоматическое устройство для термообработки изделий из порошковых материалов /Гуревич Ю. Г., Юшковский А. Г., Ивашко А. Г., Роз-ман Е. С. // Применение порошковой металлургии для изготовления деталей и инструмента. - Москва: ВНИИТЭМР, 1986. - С. 117-118.-ДСП.

18.Структурные превращения и свойства порошковой стали 40Н2М при обычной и изотермической закалке /Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г., Рахманов В. И., Паньшин И. Ф. // Применение порошковых композиционных материалов и покрытий в машиностроении: Тез. докл. Уральской регион, конф. 18-20 июня 1987 г.-Пермь, 1987. - С. 56-57.

19.Структура и свойства порошковой стали 40Н2М после изотермической закалки /Гуревич ГО. Г., Ивашко А. Г., Рахманов В. И., Паньшин И. Ф. // Изв. вузов. "Черная металлургия". - 1987. - № 11. - С. 30-34.

20.Структурные превращения и свойства порошковой стали 40Н2М при обычной и изотермической закалке /Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г., Рахманов В. И., Паньшин И. Ф. // Структура и оптимальное упрочнение конструкционных материалов: Межвуз. сб. научн. тр. / Отв. ред. Л. И. Тушинский-Новосибирск: Новосибирский злектротехн. ин-т, 1988. -С.115-121.

21.Гуревич Ю. Г., Юшковский А. Г., Ивашко А. Г. Производство порошковых колец для насосов // Достижение науки - производству: Порошковая металлургия. Инфор. мат-лы. - Свердловск: Уро АН СССР, 1988. - С. 20-22.

22.Структура и свойства деталей, полученных совмещением спекания с закалкой /Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Ивашко А. Г., Паньшин И. Ф. //Тез. докл. XVI Всесоюзной научн.-технич. конф. по порошковой металлургии. - Свердловск, 1989. - С. 60.

23 .Автоматическая установка для спекания индукционным нагревом /Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г. и др. // Электрофизические технологии в порошковой металлургии: Сб. научн. тр. / Отв. ред. Райченко А. И. -Киев: ИПМ АН УССР, 1989. - С. 102- 105.

24.Высокопрочные детали из порошковой стали, полученные совмещением спекания с закалкой /Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г. и др. // Тез. докл. Семинара-аукциона: Порошковая металлургия и термообработка. -

Курган, 1989. - С.6-7.

25 .Магшггометри ческое исследование кинетики фазовых превращений /Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г., Рахманов В. И., ПаньшинИ.Ф. // Тез. докл. Семинара-аукциона: Порошковая металлургия и термообработка. -Курган, 1989. - С.12-13.

2б.Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г., Рахманов В. И. Влияние термоциклической обработки на кинетику изотермического превращения аустенита и свойства порошковой стали 40Н2М // Новые материалы и ресурсосберегающие технологии термической и химико-термической обработок деталей машин и инструмента: Тез. докл. всесоюзн. науч.-техн. конф. -Махачкала-Москва, 1989. С. 29-30.

27,Закаливаемость и прокаливаемость порошковой стали СП70ДЗ-1 в зависимости от содержания в ней углерода /Гуревич Ю. Г., Розман Е.С., Ивашко А. Г., ГерманюкН.В. //Порошковая металлургия. - 1990. - №4 С.45-49.

28.Структурные превращения и свойства порошковой стали 40Н2М при обычной и изотермической закалке /Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г., Рахманов В. И., Паньшин И. Ф. // Порошковая металлургия. - 1991. - № 4. -С. 48-52.

29.Изотермическая обработка порошковой стали 40Н2М с предварительным термоциклированием /Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г., Рахманов В. И., Паньшин И. Ф. // Термообработка порошковых сталей: Тез. докл. всесоюзн. науч.-техн. конф. / Под ред. Гуревича Ю.Г. - Курган: КМИ.1991.-С. 8-9.

30.Гуревич Ю. Г., Йвашко А. Г., Белканов И. А. Автоматизированный магнитометр // Термообработка порошковых сталей: Тез. докл. всесоюзн. науч.-техн. конф. / Под ред. Гуревича Ю.Г. - Курган: КМИ,1991. -С.13-14.

31.Кинетика распада переохлажденного аустенита и механические свойства стали СП70ДЗ до и после пропитки медью /Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г., Рахманов В. И., Паньшин И. Ф. // Порошковая металлургия. -1992. -№9.-С.62-66.

32.Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г., Рахманов В. И., Паньшин И. Ф. Влияние термоциклической обработки на кинетику изотермического превращения аустенита и свойства порошковой стали 40Н2М // Порошковая металлургия. -1993. -№ 6. - С. 47-57.

33.Термическая обработка деталей из порошковых сталей методом совме-

щения спекания с закалкой /Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Паньшин И. Ф., Ивашко А. Г., Микуров А. И. //1 собр. Металловедов России: Тез. докл. Ч. 1 // Под ред. Ю. М. Лахтина, Я. Д. Когана. - Пенза: ПДНТП. -1993.-С. 94-95.

34. Термическая обработка колец для гусениц трактора Т-130 из порошковых сталей методом совмещения с закалкой /Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Паньшии И. Ф. Ивашко А. Г., Микуров А. И.// Ресурсосберегающие технологии в машиностроении. - Рубцовск, 1994. С.38.

35.Структура и свойства порошковой стали 40Н2М, изотермически обработанной до и после предварительного термоцикл провал шя / Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г., Рахманов В. И., Паньшин И. Ф. // Изв. вузов. "Черная металлургия". -1995. - № 2. - С. 48-53.

36.Термическая обработка стопорных колец из стали СП100ДЗ для гусениц трактора Т-170 методом совмещения спекания с закалкой /Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Паньшин И. Ф., Ивашко А. Г., Микуров А. И. // Термодинамика и кинетика металлургических процессов. - Курган, 1995.-С.130.

37.Термическая обработка дистанционных колец из стали СП100ДЗ методом совмещения спекания с закалкой /Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Ивашко А. Г., Микуров А. И., Храменков Ю.М. // Сталь. - 1997. - № 10. -С. 70-71.

38.Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г. Математическая модель процесса закалки сталей с целью прогнозирования структуры // Нелинейные процессы и проблемы самоорганизации в современном материаловедении: Тез. докл. первого всероссийского семинара. - М.: МГУ, 1997. - С. 86.

39.Гуревич Ю. Г., Ивашко А. Г., Рахманов В. й. Прокаливаемость порошковых материалов и ее математическое моделирование: Тез. докл. XVI Российской школы по проблемам проектирования неоднородных конструкций, 24-26 июня. - Миасс, 1997.- С.56.

40.Порошковые материалы для колец уплотнительного шарнира гусениц трактора Т-170 /Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Ивашко А. Г., Микуров А. И.: Тез. докл. XVI Российской школы по проблемам проектирования неоднородных конструкций, 24-26 июня. - Миасс, 1997. -С.57.

41.Повышение точности изготовления тонкостенных деталей типа колец методом совмещения отекания с закалкой /Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Ивашко А. Г., Микуров А. И.: Тез. докл. XVI Российской школы по проблемам проектирования неоднородных конструкций, 24-26 июня. -

Миасс, 1997. -С.58.

42.Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Ивашко А. Г., Микуров А. И. Теория и практика термической обработки порошковых сталей // Новые материалы и технологии в машиностроении. Материалы региональной научно-технической конференции. - Тюмень, 1997. - С.22.

43.. Термическая обработка стопорных колец из стали СП100ДЗ для гусениц трактора Т-170 методом совмещения спекания с закалкой /Гуревич Ю. Г., Рахманов В. И., Ивашко А. Г., Микуров А. И И Порошковая металлургия. - 1997. - № И. - № 12. - С.86-88.

44.Иваипсо А.Г., Богословцев В. А., Стукало В. А. //Математическое и программное обеспечение научных исследований и обучение: Сб. научн. Трудов, йзд-во Курганского гос. Ун-та, 1998,- С.46.

Авторские свидетельства.

45.А.С. 1196386 СССР, С21Д 1/10. Способ термической обработки металлических изделий /Ю.Г.Гуревич, А.Г.Юшковский, Н.Р.Фраге, А.Г.Ивашко (СССР). - №3725505; Заяв. 12.04.84.

46.А.С. 1309415 СССР, В22Р 3/12. Способ спекания изделий из порошко-. вых материалов на основе железа ЛО.Г.Гуревич, А.Г.Юшковский, Н.Р.Фраге, А.Г.Ивашко, А.С.Вавилов (СССР). - № 3617883: За-яв.13.12.82.

47.А.С. 1287407 СССР, В22В 3/12. Устройство для спекания изделий из порошка /А.Г.Юпвсовский, Ю.Г.Гуревич, А.Г. Ивашко, А.И.Микуров (СССР). -№3885429: Заяв. 18.04.85.

48.А.С. 1144269 СССР, С 21Д 1/10. Устройство для индукционного спекания / Ю.Г .Гуревич, А.Г.Юшковский, Н.Р.Фраге, А.Г .Ивашко, А.Ф.Илюшин (СССР) -№ 3617150; Заявлено 08.07.83.

Текст работы Ивашко, Александр Григорьевич, диссертация по теме Порошковая металлургия и композиционные материалы

Л I п

курганскии государственный университет

На правах рукописи

Ивашко Александр Григорьевич

05.16.06 - "Порошковая металлургия и композиционные материалы"

Диссертация на соискание ученой степени доктора технических наук

деятель науки и техники РФ, доктор технических наук, профессор Ю.Г. Гуревич

курган 1998

Содержание

Введение

1 Кинетика распада переохлажденного аустенита в порошковых сталях

1.1 Методика исследования фазовых превращений быстродействующим магнитометром

1.1.1 Конструкция магнитометра

1.1.2 Методика исследования распада аустенита

1.1.3 Методика обработки экспериментальных данных и построение диаграмм распада переохлажденного аустенита

1.2 Исследование процессов фазовых превращений при охлаждении

1.2.1 Материалы исследования

1.2.1.1 Технология изготовления исследуемых материалов

1.2.1.2 Микроанализ порошковых материалов

1.2.1.3 Методика определения механических свойств

1.2.1.4 Методика проведения пропитки

1.2.2 Сталь ПК70ДЗ (0 = 15 %)

1.2.4 Сталь ПК7ОД1О(0 = 15 %)

1.2.5 Сталь ПКЗОДЗ. (0 = 15%)

1.2.7 Сталь ПК 150Д2. (0= 15%)

1.2.8 Сталь 15Н2М (0 = 25 %)

1.2.9 Сталь 30Н2М (0 = 25 %)

1.2.11 Сталь ПК40Н2М( 0 = 3%) при непрерывном охлаждении

9 12 18

34 34 36

44 51 56 60 64 69 75 81

при изотермическом охлаждении 96

1.2.13 Сталь ПК40Н2М( 0 = 3%) после термоциклической обработки

при изотермическом охлаждении 104

1.3 Общий анализ полученных результатов 112

2 Математическое моделирование тепловых и фазовых процессов при термической

обработке порошковых сталей 117

2.1 Математическое моделирование тепловых процессов и прогнозирование структуры

порошковых деталей 117

2.2 Математическая модель фазовых превращений

в порошковых сталях. 145

2.2.1 Построение математической модели

фазовых превращений. 147

3 Влияние пористости и химического состава на кинетику распада

переохлажденного аустенита 156

3.1 Влияние пористости на кинетику распада переохлажденного аустенита 165

3.1.1 Влияние пористости на кинетику

образования мартенсита. 178

3.1.2 Влияние пористости на кинетику распада аустенита в феррито-перлитной

области 182

3.2 Влияние углерода и легирования на кинетику

распада переохлажденного аустенита 186

4 Способ и установки для термообработки порошковых сталей в самогенерируемой

защитной среде 193

4.1 Опытные установки 194

4.2 Опытно - промышленные установки

периодического действия 204

4.3 Опытно - промышленные установки

непрерывного действия 218

5 Механические свойства порошковых

сталей и технология их получения 227

5.1 Спекание порошковых колец в самогенерируемой защитной среде с использованием

высокочастотного нагрева 232

5.2 Совмещенное спекание и термообработка прессовок типа "тела вращения", обеспечивающее

малое коробление деталей 234

5.2.1 Технология спекания , закалки и

отпуска дистанционных колец 235

5.2.2 Структура и механические свойства материала изделий после спекания

и термообработки 237

5.2.3 Изменение линейных размеров, формы и шероховатости поверхности

дистанционных колец. 241

5.3 Термическая обработка порошковых деталей

с использованием самогенерируемой защитной среды 254

5.3.1 Термообработка стали ПК70ДЗ 254

5.3.2 Термообработка стали ПК40Н2М 258

5.4 Термоциклическая обработка и изотермическая закалка порошковых сталей с целью получения

высокопрочных сталей 260

Общие выводы 266

Список литературы 268

Приложение 291

ВВЕДЕНИЕ

Применение методов порошковой металлургии при изготовлении различных изделий позволяет довести до минимума потери металла и использование металлорежущих станков, снизить занятость рабочих в производственном процессе, сократить расход электроэнергии на единицу производимой продукции и в значительной мере автоматизировать производство.

Установлено, что основные закономерности, наблюдаемые при нагреве и охлаждении компактных сталей, действуют в аналогичных условиях и для порошковых сталей. Но особенность структурного состояния последних не позволяет автоматически применять для них параметры, режимы и технологические процессы обработки литых и деформированных деталей.

В связи с этим в настоящей работе поставлена цель:

Разработать основы теории, позволяющие эффективно прогнозировать особенности фазовых превращений пористых порошковых сталей при охлаждении после нагрева выше критических температур, режимы закалки и отпуска, прокаливаемость, разработать необходимые устройства для их термообработки.

Для достижения этой цели в работе поставлены следующие задачи:

Автор защищает.

1) Методику магнитометрического исследования кинетики распада переохлажденного аустенита в пористых порошковых сталях. Разработка быстродействующего магнитометра и математического обеспечения обработки экспериментальных данных.

4) Теоретические особенности влияния пористости на кинетику фазовых превращений порошковых сталей.

5) Способ и устройства установок для термообработки порошковых сталей в самогенерируемой защитной среде, позволяющие совмещать спекание и закалку.

Научная новизна:

2) Разработана методика магнитометрического исследования и получены 26 изотермических, термокинетических диаграмм и диаграмм скоростей распада аустенита в порошковых сталях различного состава и пористости.

3) Созданы математические модели тепловых процессов охлаждения, которые учитывают теплоту фазовых превращений. Модифицирована математическая модель Колмогорова процессов фазовых превращений аустенита в диффузионной области и разработана модель процессов мартенситного превращения аустенита.

5) Впервые установлена зависимость скорости роста новых фаз в диффузионной области превращения от пористости стали. Определены количественные закономерности влияния химического состава стали на температуру начала мартенситного превращения, минимальную устойчивость аустенита, критическую скорость закалки и среднюю скорость превращения.

6) Установлено влияние режимов термообработки на структурные образования и механические свойства порошковых сталей разного состава и пористости. Научно обоснованы режимы закалки и отпуска конструкционных порошковых сталей, позволяющие получить заданный комплекс механических свойств.

Практическая ценность:

Разработан способ нагрева изделий из порошковых материалов в самогенерируемой защитной среде, представляющей собой продукты разложения масла. Разработан и внедрен ряд устройств для термической обработки порошковых сталей, которые включают камеру нагрева, загрузку и выгрузку деталей через масляный затвор.

Разработан и внедрен способ получения цилиндрических деталей путем совмещения спекания и термической обработки, который позволяет со-

хранять размеры и форму цилиндрических изделий с толщиной стенки три и менее миллиметров.

Апробация работы. Основное содержание диссертации отражено в 48 статьях, опубликованных в журналах «Порошковая металлургия», «Известие вузов. ЧМ», «Сталь» и др., в сборниках научных трудов, монографии и в 4-х авторских свидетельствах.

Результаты работы доложены и обсуждены на Всесоюзных и Всероссийских конференциях в городах Свердловске, Киеве, Москве, на региональных конференциях и семинарах в Перми, Челябинске, Пензе, Тюмени, Миас-се.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, 5глав, общих выводов, списка использованной литературы и содержит 292 страниц текста, 25 таблиц, 106 рисунков, 234 названия литературных источников, приложение.

1 Кинетики распада переохлажденного аустенита в порошковых

сталях

1.1 Методика исследования фазовых превращений быстродействующим магнитометром

В настоящее время используются различные методы для изучения распада переохлажденного аустенита. Так, при исследовании распада переохлажденного аустенита в изотермических условиях нашли применение следующие методы: структурный, дюрометрический, электрический, дилатометрический, магнитный. При непрерывном охлаждении используются также термический и метод торцевой пробы /1-5/. В работе /1, 6/ описаны структурный и дюрометрический методы. Этими методами, а также методом торцевой пробы /7/ определяют начало и конец распада переохлажденного аустенита и характер образующихся структур. Но эти методы трудоемки, не позволяют изучать распад переохлажденного аустенита непрерывно и обладают низкой точностью в определении количества продуктов превращения. В работах /2, / 8/ применяют термический метод. Это самый простой в техническом исполнении метод, обычно с помощью его определяют начало и конец превращения переохлажденного аустенита. Этот метод не несет никакой информации о количестве и характере распада аустенита. Поэтому рекомендуется /8/ его использовать только как дополнительный. В /8/ отмечалась высокая точность при определении начала и конца распада аустенита электрическим методом. Было отмечено, что этот метод не только фазочувствительный, но и струк-турночувствительный, поэтому оценка кинетики превращения в стали может быть выполнена только качественная.

Наиболее широко при исследовании распада переохлажденного аустенита применяют дилатометрический метод /8, 10/. Этот метод позволяет определять начало и конец распада аустенита с малой устойчивостью. В связи с тем, что задача разделения объемного эффекта превращения и термического изменения размеров очень сложная /8/, количественная оценка кинетики распада аустенита трудно осуществима.

В работах /1-3, 5,10/ описаны магнитные методы исследования превращений при термической обработке. Достаточно высокая чувствительность магнитных свойств к изменению фазового состава стали обеспечивает необходимую надежность. Кроме того, намагниченность использовать удобной при исследовании пористых сталей, поскольку ее изменение - линейная функция пористости. Намагниченность насыщения однородных сплавов определяется их составом, а гетерогенных - составом и количеством ферромагнитной фазы. Весьма важно, что намагниченность насыщения не зависит от дисперсности присутствующих фаз, макро- или микронапряжений, изменения плотности дислокаций /10/. Таким образом, если в процессе фазовых превращений изменяется количество ферромагнитной фазы, то изменение намагниченности насыщения сплавов позволяет с высокой точностью определить количество этой фазы. Кроме этого, магнитный метод обеспечивает принципиальную возможность непрерывной регистрации процессов превращения и оценки их степени на всем его протяжении при непрерывном нагреве и охлаждении /3/.

Магнитный метод фазового анализа стали основан на том, что Т{1) >ТС> T(I +1) - железо ниже температуры Кюри (в^ =1043 К) ферромагнитное, a Fey - железо при этих температурах парамагнитное. Поэтому

при у —> а превращении ниже в^ намагниченность исследуемого образца в магнитном поле возрастает пропорционально количеству образовавшейся а -фазы. Намагниченность исследуемого образца может быть измерена в переменном или постоянном магнитном поле.

В работах 12,61 описаны магнитометры, в которых намагниченность насыщения измеряется в переменном магнитном поле. Недостатком магнитометров такого типа является то, что они не позволяют получить количественную оценку фазового состава, так как для этого необходимо перемагни-чивать исследуемый образец по максимальной петле гистерезиса. Это требует большой мощности источника электромагнитного поля и увеличивает инерционность прибора.

При определении намагниченности исследуемого образца в постоян-

ном магнитном поле используют приборы, которые подразделяют в работе /10/ на три основные группы. Анизометры основаны на измерении ориентации образца, изготовленного в виде диполя, в однородном магнитном поле. Пондеромоторные магнитометры основаны на измерении положения исследуемого образца в неоднородном магнитном поле. Магнитометры основаны на измерении магнитного потока при внесении в его рабочее пространство исследуемого образца. Две первые группы приборов обладают высокой точностью, не очень большой инерционностью, что позволяет изучать распад переохлажденного аустенита в компактных малолегированных сталях. Чаще всего с их помощью изучают процесс распада аустенита в изотермических условиях, так как возникают трудности в исследовании превращения при непрерывном охлаждении.

К приборам третьей группы относятся магнитометры, описанные в работах /3, 5, 6, 11/. Наиболее простой в конструкторском исполнении магнитометр Штейнберга /4/, позволяющий измерять намагниченность образца с помощью баллистического гальванометра. Недостатком этого прибора является большая инерционность и дискретность измерений, поэтому он применяется при исследовании распада переохлажденного аустенита в образцах из компактных высоколегированных сталей. В работе /45/ описан магнитометр, позволяющий исследовать распад аустенита непрерывно.

В работе /3/ показано, что применение электромагнитов для создания постоянного магнитного поля в рабочем зазоре является причиной большой инерционности прибора (более 1 с). Поэтому предложено использовать магнитное поле, создаваемое магнитотвердыми материалами. Благодаря применению постоянных магнитов быстродействие прибора увеличилось до 0,3 с, что позволяет изучать распад аустенита в низколегированных сталях и порошковых материалах

1.1.1 Конструкция магнитометра

сталях был разработан магнитометр /12/. На рисунке 1.1 приведена схема магнитометра. Он состоит из двух Ш-образных магнитопроводов 1, создающих с помощью постоянных магнитов 2 три контура для магнитных потоков Ф1,Ф2,ФЗ.

4 б

Рисунок 1.1- Схема магнитометра

Для изменения магнитных потоков Ф1 и ФЗ используют магнитный шунт 3. В левом плече магнитопроводов выполнено отверстие для камеры охлаждения 4, в которой помещается исследуемый образец 5. В зазоре среднего плеча магнитопровода помещен датчик 6, измеряющий разность потоков Ф2 и ФЗ. Расположение магнитов выбрано так, чтобы размагничивающий фактор магнитной системы был минимальным (<7 = 2,3) /13/.

Величина напряженности магнитного поля оценивалась по формуле

я =

И • /7 • V

т т т

(1.1)

где Н - напряженность магнитного поля в зазоре левого стержня,

А/м;

Вт - магнитная индукция, Тл;

Нт - напряженность магнитного поля постоянных магнитов, А/м;

Ут - объем магнитов, м ;

Уд - объем зазора левого стержня, м ;

ц0 = 1,257.10"6 - магнитная постоянная, Гн/м;

/- безразмерный коэффициент, учитывающий падения магнитодвижущей силы в магнитной систем�

Похожие работы

Металлургия
05.16.00