автореферат диссертации по металлургии, 05.16.06, диссертация на тему:Влияние дисперсности порошков на структурно-фазовые превращения в хромомолибденовых порошковых сталях

На правах рукописи

РГВ Ом 2 0 НОЯ 200Г

Кичигина Надежда Аркадьевна

ВЛИЯНИЕ ДИСПЕРСНОСТИ ПОРОШКОВ НА СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ХРОМОМОЛИБДЕНОВЫХ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЯХ

05.16.06- Порошковая металлургия и композиционные материалы

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

щ

ПЕРМЬ 2000

Работа выполнена в Научном центре порошкового материаловедения Пермского государственного технического университета.

Научный руководитель: член-корреспондент РАН, доктор технических наук, профессор В.Н.Анциферов

Научный консультант: доктор технических наук,

Ведущая организация: ЗАО «НОВОМЕТ-МЗ»

Защита состоится «27» июня 2000 г. в 9 час. 30 мин, на заседании Диссертационного совета Д 063.66.04 по присуждению ученой степени кандидата технических наук при Пермском государственном техническом университете по адресу:

614600 г.Пермь, ГСП-45, Комсомольский проспект, 29-а, ауд.423.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Пермского государственного технического университета.

Автореферат разослан «_»_2000 г.

Ученый секретарь

профессор JI.M. Гревнов

Официальные оппоненты: доктор технических наук Г. Г. Залазинский

кандидат технических наук С.Д. Куимов

Диссертационного совета Д 063.66.04, доктор технических наук, профессор

К390.85- 1,21,0

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Термическая обработка порошковых сталей повышает не только прочность, но и пластичность, твердость, вязкость, износостойкость. В ряде случаев применение термической обработки в совокупности с другими видами обработки позволяет полутать для некоторых порошковых сталей более высокие прочностные и пластические свойст-за, чем для литых.

Однако при термической обработке порошковых сталей необходимо учитывать осо-эенности их структурного строения. К таковым относятся наследственная мелкозернистость, пониженная теплопроводность, пористость, химическая неоднородность, повышенная дефектность строения.

Немаловажную роль в характере процессов, протекающих при термической обработке порошковых сталей, играет дисперсность исходных порошков, содержание легирующих элементов и примесей, характер их распределения, неоднородность структуры, межчастичные границы, степень гомогенности твердого раствора и др.

В связи с этим возникает необходимость исследования особенностей структурообразо-вания и термической обработки порошковых легированных сталей, получаемых из поликомпонентных шихт с введением легирующих элементов разной дисперсности.

Цель и задачи работы. Изучение влияния размера частиц легирующих элементов и типа железного порошка на структурно-фазовые превращения в порошковой хромомолибденовой стзли ПК100Х12М2 и науглероженной композиции ЖХ12М2.

Поставленная цель обусловила необходимость решения следующих основных задач исследования:

- изучение влияния размера частиц легирующих элементов и типа железного порошка на формирование структуры порошковых хромомолибденовых сталей в процессе спекания и термической обработки;

- выяснение влияния легирования, способа введения углерода, дисперсности исходных порошков, температуры и времени спекания на процесс гомогенизации твердого раствора сталей;

- исследование характера влияния структурного состояния и степени гомогенизации твердого раствора на перлито-аустенитное превращение, устойчивость переохлажденного аустенита в изотермических условиях;

- изучение влияния легирования, способа введения углерода, дисперсности исходных порошков, температуры и времени спекания на физико-механические свойства сталей.

Научная новизна.

1. Установлены закономерности структурообразоваяия порошковых хромомолибдено-вых сталей в зависимости от марки железного порошка и размера частиц вводимых легирующих элементов.

2. Установлено, что при спекании высоколегированных хромомолибденовых сталей гомогенизация твердого раствора затруднена за счет образования первичных труднорастворимых карбидов, что приводит к снижению концентрации углерода в растворе. Полная гомогенизация не происходит даже при высокой температуре и длительной выдержке.

3. Показано, что снижение химической однородности хромомолибденовых порошковых сталей вызывает смещение критических точек перлито-аустенитного превращения в область более низких температур, а аустенито-перлитного превращения в область более высоких температур.

4. Установлено, что уменьшение размера частиц железного порошка и частиц легирующих элементов приводит к увеличению устойчивости переохлажденного аусте-нита. Максимальная скорость распада аустенита достигается на начальной стадии изотермической выдержки в отличие от компактной, где скорость нарастает постепенно.

5. Кинетический анализ кривых изотермического распада с помощью уравнения Авра-ми показал, что процесс развития превращения у сталей с использованием порошков хрома и молибдена в состоянии поставки следует рассматривать, как рост уже образовавшихся зародышей новой фазы. У более однородных сталей с субмикронными частицами легирующих элементов распад аустенита лимитируется зарождением участков новой фазы.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Уменьшение размера частиц легирующих элементов, вводимых в шихту, наряду с увеличением температуры спекания и времени выдержки приводит к снижению химической неоднородности порошковых хромомолибденовых сталей, что, в свою очередь, приводит к повышению устойчивости переохлажденного аустенита.

2. Снижение устойчивости переохлажденного аустенита порошковой хромомолибде-новой стали ПК100Х12М2 с увеличением негомогенности твердого раствора, а также обеднение углеродом мартенсита закаленной стали в результате связывания углерода в первичные труднорастворимые специальные карбиды приводят к уменьшению закаливаемости стали.

3. Закалка с последующей обработкой холодом порошковой стали ПК100Х12М2 приводит к значительному увеличению твердости за счет полного распада остаточного аустенита, сохраняющегося в стали после закалки.

4. Максимальное значение скорости распада аустенита порошковой хромомолибдено-вой стали соответствует начальной стадии изотермической выдержки в отличие от компактной, у которой скорость нарастает постепенно, что обусловлено чрезвычайно облегченным возникновением зародышей низкотемпературных фаз практически без термической активации в условиях повышенного количества структурных несовершенств порошковой стали.

5. Процесс развития превращения при изотермическом распаде у сталей с исходными частицами хрома и молибдена следует рассматривать, как рост уже образовавшихся зародышей новой фазы. У более однородных сталей с субмикронными частицами легирующих элементов распад аустенита лимитируется зарождением участков новой фазы.

6. С целью повышения гомогенности твердого раствора и достижения однородной структуры порошковой хромомолибденовой стали необходимо науглероживание предварительно спеченной безуглеродистой композиции. Отсутствие графита в исходной шихте способствует равномерному распределению хрома и молибдена в твердом растворе при спекании из-за отсутствия процесса карбидообразования.

Практическая ценность и реализация результатов работы.

Полученные закономерности структурных превращений и изменения свойств при термообработке высоколегированных хромомолибденовых сталей являются основанием для выбора конкретных технологических режимов получения изделий конструкционного назначения.

Предложен способ получения высоколегированной хромомолибденовой стали, обладающей однородным твердым раствором посредством науглероживания предварительно спеченной легированной основы. Такая сталь хорошо закаливается и обладает высокими физико-механическими свойствами.

Выбранный режим науглероживания использовали для изготовления втулок подшипников качения, используемых в барабанах поточных конвейеров, на ООО «ЭНЕРПРЕД-ТРЬЙДИН» г. Иркутска.

Апробация работы. Материалы доложены и обсуждены на XXVIII научно-технической конференции «Повышение качества изготовления и эксплуатации деталей машин технологическими методами» (г.Пермь, 1995), Международной научно-технической конференции «Проблемы развития металлургии Урала на рубеже XXI века» (г.Магнитогорск, 1996), Международной научно-технической конференции «Новейшие процессы и материалы в порошковой металлургии» (г.Киев, 1997), Международной научно-технической конференции «От булата до современных материалов, в честь 200-летия со дня рождения П.П. Аносова» (г.Златоуст, 1999).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 9 печатных работ.

Объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, 5 глав, заключения, изложена на 125 страницах, содержит 27 таблиц, 31 рисунка, список использованных источников, включающих 62 источника, приложение.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность выбранной темы, сформулированы цель и задачи исследований, приведены основные результаты проведенных исследований, показаны научная новизна и практическая ценность диссертации.

В первой главе проведен обзор отечественной и зарубежной литературы, посвященный проведенным исследованиям в области структурно-фазовых превращений порошковых угле-родяс используемых в барабанах поточных конвейеров.

тых и легированных сталей. Практически все работы, посвященные проблеме термической обработки порошковых сталей, в том или ином аспекте затрагивают вопрос о влиянии пористости на процессы, происходящие при термической обработке сталей. В имеющейся литературе не выяснены все особенности структурно-фазовых превращений порошковых сталей, в частности мало изучено влияние структурного состояния после спекания, а также дисперсности исходных порошков на эти превращения.

На основе анализа имеющихся литературных данных сформулированы задачи исследования.

Во второй главе описаны методы получения исследуемых материалов, а также методики проведения рентгеноструктурного, микроскопического, дилатометрического, магнитометрического анализов и методики измерений изучаемых физико-механических свойств.

Исследуемые материалы получали на основе железных порошков марки ПЖРВ 2.200.28 (ГОСТ 9849-86) и ОСЧ 6-2 (ТУ 6-09-3000-78). В качестве легирующих элементов использовали порошок хрома марки ПХ1С (ТУ 14-1-1474-75) и порошок молибдена М1 (ТУ 48-19-10). Спекание проводили при температурах 1100 в течение 0,5 часа и 1200 °С в течение 0,5, 2 и 6 часов в среде осушенного водорода (точка росы -40

В третьей главе приведены результаты исследования влияния режимов спекания, марки и дисперсности частиц исходных порошков на структурное и фазовое состояние порошковой хромомолибденовой стали ГЖ100Х12М2.

Установлено, что в стали ПК100Х12М2 формируется гетерогенная структура, состоящая из перлита, троостомартенсита, мартенсита, аустенита и карбидов. С увеличением температуры и продолжительности спекания степень гетерогенности структуры уменьшается, но незначительно. У стали на основе карбонильного железа с использованием субмикронных порошков хрома и молибдена (0,3 и 0,2 мкм соответственно) формируется более однородная структура, что находит свое подтверждение в снижении коэффициента вариации и концентрации (КВК) хрома и молибдена, таблица 1.

Повышение однородности стали способствует формированию более устойчивого к распаду аустенита, что приводит к росту количества остаточного аустенита до 80-90 %.

Исследование карбидной фазы показало, что ее объемная доля уменьшается по мере повышения температуры и увеличения продолжительности спекания. Использование субмикронных частиц хрома и молибдена приводит к увеличению объемной доли карбидной фазы. В процессе спекания образуются первичные специальные карбиды прямо в местах расположения легирующих частиц элементов в температурной области перлитного превращения. Спекание при 1200 °С в течение 6 часов не приводит к растворению карбидов, так

Таблица 1. КВК хрома и молибдена для стали ПК100Х12М2

Режим квкСг КВКмо

спекания ПЖРВ 2.200.28 ОСЧ 6-2 ПЖРВ 2.200.28 ОСЧ 6-2

Т,°С т, ч исх. Сг,Мо с/м Cr, Мо исх. Cr, Мо с/м Cr, Mo исх. Cr, Mo с/м Cr, Mo исх. Cr, Mo с/м Cr, Mo

1100 0,5 112 96 82 26 160 89 109 46

1200 0,5 109 67 22 12 74 43 57 15

1200 2 11 8 10 5 56 27 23 10

1200 6 5 4 6 3 13 10 4 2

как образующиеся специальные карбиды типа (Ме^зСб, Мв7Сз) устойчивы даже при высоких температурах. Размеры карбидов уменьшаются с ростом температуры и продолжительности спекания, таблица 2.

Таблица 2. Размеры карбидных частиц стали Г1К100Х12М2

Режим спекания Размер частиц, мкм Основа

Т,°С С исходными частицами Сг, Мо С субмикронными частицами Сг, Мо (марка железа)

1100 0,5 24,2 13,3 ПЖРВ

1200 0,5 15,9 13,1 ПЖРВ

1200 2,0 11,3 12,4 ПЖРВ

1200 6,0 9,4 8,3 ПЖРВ

1100 0,5 12,6 6,3 ОСЧ 6-2

1200 0,5 11,6 6,0 ОСЧ 6-2

1200 2,0 2,8 5,6 ОСЧ 6-2

1200 6,0 1,5 3,6 ОСЧ 6-2

Изменения в структуре, связанные с использованием порошков железа разных марок и легирующих элементов разной дисперсности влечет за собой и изменения в свойствах. Ударная вязкость растет по мере повышения температуры и увеличения продолжительности спекания порошковых сталей. Причем у стали на основе карбонильного железа ударная вязкость увеличивается более интенсивно, чем устали на основе технического железа. Однако применение субмикронных порошков хрома и молибдена приводит к падению ударной вязкости обоих сталей. Причина этого явления заключается в том, что субмикронные частицы легче растворяются в железе, в результате чего твердый раствор получается более гомогенизированным. В сталях с субмикронными Сг и Мо формируется структура, значительную долю которой представляют собой продукты промежуточного превращения. При этом возникают внутренние напряжения, что и приводит к падению ударной вязкости.

При исследовании тонкой структуры порошковой стали ПК100Х12М2 установлено, что при общей закономерности роста областей когерентного рассеяния (ОКР) при повышении температуры и увеличении продолжительности спекания ОКР в стали с субмикронными час-

тицами Сг и Мо растут быстрее. Искажения решетки ДсМ зафиксированы после спекания образцов на железе ПЖРВ при 1100 °С 0,5 ч. Искажения сохраняются в стали с субмикронными порошками хрома и молибдена.

Дилатометрические исследования показали, что по мере повышения температуры и увеличения продолжительности спекания (т.е. снижения КВК) критическая точка Ас) повышается, а критическая точка Асз практически остается неизменной. Мартенситная точка снижается по мере повышения однородности стали. Легирующие элементы Сг и Мо повышают критические точки Аа и Асз, смещают температурный интервал перлито-аустенитного превращения к более высоким температурам. Введение субмикронных порошков хрома и молибдена приводит к некоторому повышению критических точек Ась Асз и Мн-

Исследование изотермического распада аустенита стали ГОС100Х12М2 на основе железа ПЖРВ 2.200.28 с исходными и субмикронными частицами хрома и молибдена показало, что происходит понижение температурного интервага бейнитного превращения, повышается устойчивость переохлажденного аустенита, рис 1. Так, если 5 % аустенита стали с исходными частицами Сг и Мо распадаются за 5 секунд, то у стали с субмикронными частицами - за 10 секунд. Необходимо отметить еще одну особенность - понижение начала мартенситного превращения у стали с субмикронными частицами. Так, если у стали с исходными частицами Сг и Мо т.Мн соответствует интервалу 350-400 "С для 5-10 %-ного распада аустенита, то для стали с субмикронными частицами эта температура составляет 250-300 °С.

Увеличение температуры и времени спекания привело к расширению температурного интервала метастабильной устойчивости аустенита за счет смещения перлитной области в район более высоких, а бейнигной - в район более низких температур. Одновременно происходит небольшое понижение устойчивости аустенита в перлитной области. В то же время повышается устойчивость аустенита в бейнитной области.

Из анализа диаграмм изотермического распада аустенита стали ПК100Х12М2 на основе железа ОСЧ 6-2 было установлено, что использование субмикронных частиц хрома и молибдена позволяет повысить устойчивость переохлажденного аустенита, что выражается в расширении температурной области метастабильной устойчивости переохлажденного аустенита, в понижении температуры мартенситного превращения, в увеличении инкубационного периода распада аустенита в перлитной области.

С целью выяснения кинетики зарождения и роста зародышей перлита в процессе рас-

Диаграммы изотермического распада аустенита стали ПКЮ0Х12М2, спеченной при 1200 °С в течение 2 ч

а

б

а - на основе ПЖРВ 2.200.28, исх, Сг, Мо; б - на основе ПЖРВ 2.200.28, с/м Сг, Мо Рис.1

пада аустенята был проведен анализ кинетических кривых распада по уравнению Аврами: ^ = 1-ехр (-КГ) (1)

где ЛУ/У - доля распавшегося аустенита, К - константа скорости реакции, I - время распада, п - показатель степени. Установлено, что процесс развития превращения следует рассматривать как диффузионный рост уже образовавшихся зародышей при практически полном отсутствии возникновения новых зародышей. Исключение составляет сталь на основе железа ПЖРВ 2.200.28 с субмикронными частицами Сг и Мо, спеченной при 1200 °С 2 часа, у которой превращение обеспечивается не только ростом уже имеющихся, но и появлением новых зародышей.

Четвертая глава посвящена изучению структурных особенностей порошковых хромо-молибденовых сталей при науглероживании. Как показали предыдущие исследования спеченные хромомолибденовые стали, полученные механическим смешиванием исходных компонентов с последующим прессованием и спеканием, обладают неоднородным твердым раствором и гетерогенной структурой. С целью достижения более высокой гомогенности был исследован способ получения стали, содержащей 12 % Сг и 2 % Мо, посредством науглероживания предварительно спеченной композиции ЖХ12М2. Структура композиции ЖХ12М2 не содержит нерастворившихся частиц хрома и молибдена и представляет легированный феррит с микротвердостью 1300-1400 МПа, рис.2. С возрастанием пористости до 20 % происходит резкое увеличение объемной доли карбидной фазы. При дальнейшем повышении пористости объемная доля изменяется мало, что можно объяснить насыщением твердого раствора углеродом. На процесс науглероживания оказывает влияние пористость и продолжительность науглероживания. Зависимость распределения содержания углерода по глубине образцов (<3) от времени науглероживания (т) и пористости (г|), а также изменения твердости (НЯС) по глубине образцов для разного времени науглероживания удовлетворительно описываются аппроксимирующей функцией в виде полинома второй степени:

Р(Х,,Х2) = ао + а]Х1 + а2х2 + а3Х|Х2 + а,Х12 + а5х22, (2)

где х( и х2 - независимые переменные.

На рис.3 представлены зависимости содержания углерода на разном расстоянии от поверхности насыщения для разных значений пористости образцов, цементированных в те-

Микроструктура композиции

ЖХ12М2,спеченной при температуре 1200 °С в течение 2-х часов. Травлено, х 340.

Рис. 2

Расстояние от поверхности, мм

Изменение содержания углерода по глубине слоя <1 для образцов разной пористости т) после цементации в течение 5 часов

Рис.3

чение пяти часов. Следует, что при пористости 5 % слой с содержанием углерода менее 0,4 % наблюдается на расстоянии 0,2 мм, на образцах с пористостью 10 % такой слой наблюдается на глубине 1,8 мм, при значениях пористости 15 % и более происходит сквозное насыщение углеродом. Возрастание глубины науглероженного слоя и увеличение содержания углерода в нем по мере повышения пористости связано с ускорением диффузионных процессов в пористых образцах. С повышением пористости количество открытых пор увеличивается, что облегчает рафинирование образцов от газов через сообщающиеся поровые каналы, проникновение углерода облегчается и глубина науглероженного слоя увеличивается.

На образцах, науглероженных в течение пяти часов и обладающих разной пористостью, установлено^ что с увеличением пористости возрастает количество карбидной фазы, рис.4. Причем , с возрастанием пористости до 20 % происходит резкое увеличение объемной доли карбидной фазы. При дальнейшем повышении пористости объемная доля изменяется мало, что можно объяснить насыщением твердого раствора углеродом.

Увеличение времени науглероживания сопровождается изменением типа карбидной фазы от МезС при 1 часе науглероживания до Ме2зСб, Ме2С при науглероживании в течение 9 часов. Образование более сложных карбидов с увеличением времени науглероживания свя-

Микроструктура спеченной композиции ЖХ12М2, науглероженной при температуре 920 °С в течение 5 часов, в зависимости от пористости. Травлено, х 450

а б в

Пористость: а - 10 %, б - 16 %, в - 35 %.

Рис.4

зано с перераспределением атомов углерода и легирующих элементов за счет более полного протекания диффузионных процессов.

Исследование режимов науглероживания спеченной композиции ЖХ12М2 пористостью 10 % показало, что в результате науглероживания при температуре 920 °С в течение пяти часов происходит равномерное распределение углерода в науглероженном слое. При этом на глубине - 1,8 мм содержится не менее 0,4 % С. Микроструктура науглероженного слоя такой стали представляет собой равномерно распределенные в матрице дисперсные карбиды типа МезС и Ме^С«. Поэтому в дальнейшем по этому режиму изготавливали образцы для исследования механических свойств, износостойкости.

Для повышения твердости, износостойкости и механической прочности науглероженной композиции ЖХ12М2 были исследованы режимы ее термической обработки. С целью выбора оптимальной температуры нагрева под закалку образцы с пористостью 7, 10 и 15%, цементованные в течение пятя часов, подвергали закалке из атмосферы осушенного водорода в масло с температур 800-1050 °С. Исследование поверхностной твердости показало, что оптимальной является температура 900 °С. При закалке с температуры 900 °С цементитная

сетка исчезает, структура представляет собой мартенсит с равномерно распределенными карбидными частицами со средним размером ~ 1 мкм.

Кодичество углерода, находящегося в мартенсите составляет 0,7 %, в то время как в закаленной стали ПК100Х12М2, в которую углерод вводили посредством механического смешивания, в мартенсите содержится всего 0,28 % углерода.

Механические свойства и износостойкость были исследованы на образцах стали ЖХ12М2 с пористостью 10 %, науглероженных при температуре 920 °С в течение пяти часов и закаленных непосредственно из карбюризатора с температуры цементации и из атмосферы водорода от 900 °С. Закалку проводили в масло. Для снятия напряжений закаленные образцы отпускали при 180 °С в течение двух часов.

Для сравнения были исследованы механические свойства и износостойкость образцов стали ПКТ00Х12М2, в которую углерод вводили в виде графита посредством механического смешивания. Результаты испытаний показали, что наиболее высоким комплексом механических свойств и износостойкостью обладает сталь ЖХ12М2, цементованная при 920 °С в течение пята часов, закаленная из атмосферы водорода в масло и отпущенная при 180 "С в течение двух часов.

Высокий комплекс физико-механических свойств стали ЖХ12М2 после науглероживания и закалки из водорода обусловлены более однородцым, характером структуры. Это объясняется тем, что в структуре стали, закаленной по данному,режиму, отсутствует грубая цементитная сетка, которая растворяется при нагреве под закалку. У стали ЖХ12М2, закаленной непосредственно после окончания процесса науглероживания из .карбюризатора, цементитная сетка, образующаяся в процессе цементации, фиксируется во время закалки.

В пятой главе приведена технология получения втулок подшипников качения с использованием выбранных режимов науглероживания и термообработки предварительно спеченной композиции ЖХ12М2. Высокие физико-механические свойства науглерожснной композиции ЖХ12М2 позволяют ее использовать для изготовления деталей, работающих в условиях интенсивного абразивного износа.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Гомогенизации твердого раствора при спекании хромомолибденовых сталей препятствует процесс образования первичных труднорастворимых специальных карбидов в результате направленной диффузии углерода к хрому и молибдену. Структура, форми-

рующаяся при спекании, характеризуется гетерогенностью, уменьшающейся при увеличении температуры спекания и времени выдержки.

2. Использование для легирования субмикронных порошков хрома и молибдена приводит к формированию более устойчивого аустенита даже после спекания при И 00 °С в течение 0,5 часа. Это выражается в расширении температурной области метастабильной устойчивости аустенита, в понижении температуры мартенсипшго превращения, в увеличении инкубационного периода распада аустенита в перлитной области для стали на основе железа ПЖРВ 2.200.28.

3. Кинетический анализ кривых изотермического распада аустенита стали ПК100Х12М2 показал, что для менее однородных по химическому составу сталей на основе распыленного железного порошка с исходными частицами хрома и молибдена процесс развития превращения следует рассматривать, как рост уже образовавшихся зародышей при практически полном отсутствии возникновения новых зародышей. У более однородных сталей с субмикронными частицами легирующих элементов распад аустенита начинается с зарождения участков новой фазы. После исчерпания этих мест зарождения дальнейший распад аустенита лимитируется ростом уже образовавшихся зародышей при отсутствии зарождения новых центров.

4. Введение субмикронных порошков хрома и молибдена приводит к некоторому сужению межкритического интервала Ао и Асз и смещению его в область более высоких температур. Объемная доля карбидной фазы выше у хромомолибденовой порошковой стали на основе распыленного железа, а меньший размер карбидов у стали на основе карбонильного железа

5. Отпуск порошковых легированных сталей в интервале 100-650 °С приводит к постепенной замене гетерогенной структуры, состоящий из отпущенного мартенсита, троо-стита, карбидов, на более однородную сорбитообразную. Увеличение химической неоднородности активизирует распад мартенсита в процессе изотермического отпуска.

6. Оптимальный режим науглероживания композиции ЖХ12М2 - цементация при температуре 920 °С в течение 5 часов. Сталь, науглероженная по такому режиму и закаленная из карбюризатора в масло, имеет твердость не менее 40 Ш1С на глубине до ~ 1,5 мкм.

7. Вследствие того, что в композиции ЖХ1М2 не присутствует углерод, происходит равномерное распределение хрома и молибдена по объему и процесс гомогенизации твердого раствора полностью завершается при спекании 1200 °С в течение 2 часов. Микроструктура науглероженного слоя представляет собой однородную легированную мат-

рицу с равномерно распределенными дисперсными карбидами типа МзС и МгзСб со средним размером ~ 1 мкм.

8. Сталь ЖХ12М2, науглероженная по приведенному режиму, обладает более устойчивым аустенитом по сравнению со сталью ПК100Х12М2. Так, если первые порции ау-стенита стали ПК100Х12М2 распадаются в промежуточной области через 10 секунд, то у науглерожепной стали ЖХ12М2 - через 6 минут, что связано с достижением более высокой однородности твердого раствора.

9. Комплекс механических свойств порошковой науглероженной стали ЖХ12М2 позволяет ее использование для изготовления деталей, работающих в условиях интенсивного абразивного износа.

Основные научные результаты опубликованы в работах:

1. Гревнов JI.M., Кичигина Н.А Отпуск порошковой стали ПК100М5 // Сб.науч.трудов «Проблемы современных материалов и технологий». - Пермь, РИТЦ ПМ, 1995. - С. 23-29.

2. Гревнов JIM., Кичигина H.A. Влияние химической неоднородности и дисперсности исходных порошков на кинетику превращения при изотермическом распаде аустенита стали ПК100Х12М2 // Тезисы докладов XXVIII научно-технической конференция ПГТУ «Повышение качества изготовления и эксплуатационных характеристик деталей машин технологическими методами». - Пермь, ПГТУ, 1995, 24-30 апреля. - С. 4-5.

3. Гревнов Л.М., Кичигина H.A. Влияние дисперсности исходных порошков на формирование структуры порошковой хромомолибденовой стали // Сб.науч.тр. Международной научно-технической конференции «Проблемы развития металлургии Урала на рубеже XXI века». - Магнитогорск: МГМА, 1996 14-17 мая. - Том 4. - С. 63-69.

4. Кичигина Н.А Влияние типа железного порошка и дисперсности порошков легирующих элементов на формирование структуры и закаливаемость высоколегированной хромомолибденовой порошковой стали // Сб.науч.трудов «Проблемы современных материалов и технологий», специализированный выпуск. - Пермь, РИТЦ ПМ, 1996. -С. 122-137.

5. Гревнов Л.М., Кичигина H.A. Влияние дисперсности порошков на структурно-фазовые превращения порошковых хромомолибденовых сталей // Тезисы докладов Международной конференции «Новейшие процессы и материалы в порошковой металлургии». - Киев, 1997, 25-28 ноября. - С.228.

6. Гревнов Л.М., Кичигина H.A. Влияние дисперсности порошков легирующих элементов на структуру и свойства порошковой хромомолибденовой стали // Вестник ПГТУ. Аэрокосмическая техника. - №2. - Пермь, ПГТУ, 1998. - С. 103-107.

7. Гревнов Л.М., Кичигииа H.A. Влияние дисперсности порошков легирующих элементов на структуру и свойства порошковой хромомолибденовой стали // Международная конференция «От булата до современных материалов». - Златоуст: Изд. Курганского ГУ, 1999, 8-10 сентября. - С.92-93.

8. Гревнов Л.М., Кичигина Н.А Влияние химической неоднородности на структурные превращения в хромомолибденовых сталях // Сб.науч.трудов «Проблемы современных материалов и технологий». - Пермь, РИТЦ ПМ, 1999. - Вып. №4. - С. 57-61.

9. Гревнов Л.М., Кичигина Н.А Влияние структурных особенностей порошковых конструкционных сталей на превращения, происходящие при термической обработке // Сб.науч.трудов «Проблемы современных материалов и технологий». - Пермь, РИТЦ ПМ, 1999. - Вып. №4. - С. 62-64.

Сдано в печать 12.05.2000 г. Формат 60 х 84 /16. Объем 1 уч.-изд.л. Тираж 100. Заказ 1089. Ротапринт ПГТУ.