автореферат диссертации по металлургии, 05.16.09, диссертация на тему:Влияние режимов термической обработки на структуру и свойства порошковых сталей, легированных наноразмерными углеродом и хромом

005003427

На правах рукописи

Ниткин Николай Михайлович '

ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ, ЛЕГИРОВАННЫХ НАНОРАЗМЕРБЫМИ УГЛЕРОДОМ И ХРОМОМ

Специальность: 05.16.09. Материаловедение (машиностроение)

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание учёной степени кандидата технических наук

-1 ДЕК 2011

Москва-2011

005003427

Работа выполнена в Московском государственном техническом университете «МАМИ» на кафедре «Материаловедение»

Научный руководитель:

Доктор технических наук, профессор Еремеева Жанна Владимировна Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор Латыпов Рашит Абдулхакович кандидат технических наук, доцент Лопатин Владимир Юрьевич

Ведущая организация: - ФГУП Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина

Защита диссертации состоится 22 декабря 2011 г. в 14 часов 15 минут на заседании диссертационного совета Д 212.129.01 при Федеральном государственном бюджетном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Московский государственный индустриальный университет» по адресу: 115280, Москва, ул. Автозаводская, д. 16 ауд. 1804

С диссертационной работой можно ознакомиться в библиотеке

ФГБОУ ВПО МГИУ и ФГЪОУ ВПО МГТУ «МАМИ»

Автореферат разослан ■ 2011 года и размещен на сайте www.msiu.ru

Ученый секретарь

диссертационного совета Д 212.129.01 кандидат технических наук, доцент

Иванов Ю.С.

1. ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Материаловедение - это активно развивающаяся наука, которая в настоящее время ставит перед собой задачи повышения свойств материалов при применении новых продуктов. К таким продуктам относятся наноразмерные порошки. При работе с ними необходимо детально изучить их характеристики, свойства и строение. Порошковая металлургия (ПМ) обладает всесторонними возможностями по управлению процессами структурообразования в различных материалах, обеспечивает получение изделий с высоким комплексом свойств. Применение в промышленности порошковых сталей позволяет снизить расход материала, энергоемкость производства, автоматизировать технологический процесс.

В настоящее время железный порошок используется преимущественно для получения железографитовых материалов и порошковых сталей. Применение этих материалов для изготовления широкой номенклатуры деталей для различных отраслей машиностроения ограничено вследствие трудностей обеспечения высоких и стабильных механических свойств.

Форма, размеры и распределение легирующих элементов, и особенно углерода, оказывает существенное влияние на механические и технологические свойства таких материалов. Шихта для их получения методами порошковой металлургии представляет собой смесь железных порошков, легирующих и углеродсодержащих компонентов. Наиболее важным компонентом шихты, отвечающим за структуру и конечные свойства порошковых сталей, является углерод. В настоящее время при получении порошковых сталей применяют естественный графит в виде порошка с размерами частиц от 100 до 300 мкм. Можно предположить, что применение наноразмерного углерода улучшит технологичность операций: смешивания, прессования, спекания, горячей штамповки и термической обработки, в результате улучшится комплекс физико-механических свойств получаемых изделий.

Наилучшие условия для получения высокоплотных порошковых материалов обеспечиваются при использовании различных методов горячей обработки давлением пористых порошковых заготовок. В этом отношении горячая штамповка (ГШ) один из перспективных методов получения беспористых материалов с повышенными физико-механическими свойствами. Горячая штамповка обеспечивает получение практически готовых изделий с минимальным объемом последующей механической обработки.

Особенности процессов взаимодействия различных форм углерода с железным порошком привели к необходимости подробного изучения процессов структурообразования в этих материалах и оптимизации режимов термической обработки (ТО) с целью получения мелкозернистой структуры мартенсита и перлита в конечных изделиях.

В настоящее время в научной литературе практически отсутствуют сведения о применении наноразмерных добавок углерода и хрома в материаловедении и их влиянии на формирование структуры и свойств

горячедеформированных порошковых материалов, обусловили необходимость проведения специальных исследований.

Цель и зад««" исследования; Целью работы является изучение возможности получения порошковых сталей с повышенными физико-механическими свойствами путем использования наноразмерных порошков углерода и хрома в порошковой шихте, совершенствования существующих процессов порошковой металлургии, а также применения горячей штамповки и оптимизации термической обработки.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

1 Выбор и обоснование применения новых форм углерода при производстве порошковых сталей на основе отечественных железных порошков марок ПЖВ 2.160.26, ПЖВ 4.450.28, ПЖР 2.200.28.

2. Исследование процессов получения шихтовых смесей исходных материалов с учетом особенностей применения наноразмерных материалов.

3. Изучение процесса статического холодного прессования порошковых смесей с наноразмерными добавками углерода и хрома.

4 Исследование особенностей процесса спекания полученных порошковых заготовок, содержащих в исходной шихте наноразмерные

порошки углерода и хрома.

5 Изучение механизма структурообразования горячештампованных сталей при введении в исходную шихту наноразмерных порошков углерода и хрома.

6 Исследование зависимостей структурообразования порошковых железоуглеродистых материалов с добавками наноразмерного углерода и хрома при различных видах термической обработки.

7. Разработка рекомендаций по промышленной реализации результатов

исследований.

Научная новизна:

1 Изучена зависимость влияния добавок нанопорошков углерода и хрома на процессы смешивания, прессования и спекания при изготовлении порошковой стали. Установлено, тоэ введение наноразмерных частиц углерода и хрома в количестве 0,05 и 0,1 % соответственно, увеличивает физико-механические характеристики при снижении температуры спекания.

2 Установлен эффект обволакивания наноразмерных частиц углерода и хрома высокотемпературным пеком с последующим обволакиванием ими железного порошка на этапах их предварительного смешивания и получить их равномерное распределение по объему прессовки без потерь.

3 Установлено, что спекание порошковых формовок, содержащих высокотемпературный пек и наноразмерные порошки углерода и хрома, сопровождается интенсификацией диффузионных процессов, обеспечивающих гомогенизацию железографитовых композиций при меньшей длительности и температуре.

4. Установлено, что сформированная в процессе горячей штамповки порошковой стали с наноразмерными частицами углерода и хрома, субструктура аустенита при высокоскоростном охлаждении позволяет получать полигональную мелкоигольчатую структуру мартенсита. Определено, что использование таких частиц углерода и хрома позволяет в четыре раза сократить длительность диффузионного отжига и в три раза уменьшить количество циклов термоциклической обработки для получения в горячештампованных порошковых сталях структуры мелкозернистого перлита с включениями карбида хрома.

Практическая значимость:

1. Разработаны технологические рекомендации получения порошковых железоуглеродистых сталей при введении в исходную шихту наноразмерного углерода и хрома. Оптимизированы режимы смешивания, прессования, спекания, горячей штамповки и последующей термической обработки этих сталей, обеспечивающих получение изделий с оптимальным сочетанием прочности и пластичности.

2. Разработана технология изготовления конкретных изделий из порошковых сталей с наноразмерными углеродом и хромом с высокими эксплуатационными свойствами.

На защиту выносится:

- установленные зависимости добавок наноразмерных порошков углерода и хрома на структурообразование и технологические параметры спекания, горячей штамповки и термообработки.

- установленные зависимости влияния наноразмерных частиц углерода и хрома на структуру и свойства порошковых сталей, полученных методом горячей штамповки и дальнейшей термообработки.

Степень достовеиности результатов гарантирована использованием современных методов и средств измерения и сочетанием взаимодополняющих исследовательских методик: рентгеноструктурного и

микрорентгеноспектрального анализов, просвечивающей и сканирующей электронной микроскопии, количественной металлографии, химических методов анализа, физико-механических испытаний и других методов; статистической обработкой и удовлетворительным совпадением результатов моделирования и эксперимента.

Личный вклад автора заключается в постановке задач исследований, организации и проведении экспериментальных и исследовательских работ, анализе, интерпретации и обобщении полученных результатов.

Реализация результатов работы:

1. Результаты проведенных исследований использованы при изготовлении уплотняющего кольца и втулки гидрозатвора центробежного насоса для

перекачки жидкости на совместном российско-германском предприятии ООО «ДОНКАРБ Графит». Ожидаемый экономический эффект от внедрения составит 627100 рублей (в ценах 2011 г.).

2. Результаты исследований внедрены в учебный процесс.

Апробация работы; Основные положения диссертационной работы доложены и обсуждены на: международном симпозиуме «Автотракторостроение 2009» г. Москва, Международная конференция «№яЬМаПесЬ-2011», г. Киев, Третьем международном научно-практическом семинаре «Новые материалы и изделия из металлических^ порошков. Технология. Производство. Применение». (ТПП-ПМ 2011), г. Йошкар-Ола, Третьей Международной научно-технической конференции «Современные автомобильные материалы и технологии» САМИТ-2011, г. Курск.

Публикации: По теме диссертации опубликовано 10 печатных работ из них 4 статьи в рецензируемых журналах из перечня ВАК.

Структура и объем диссертации: Диссертационная работа состоит из введения, шести глав, общих выводов и приложений. Материалы диссертации изложены на 156 листах машинописного текста, содержат 48 рисунков, 15 таблиц, 3 приложения, включают список литературы из 121 наименования.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность работы, сформулированы цели и задачи исследования, показана научная новизна и практическая значимость выполненной работы, приведены основные результаты, выносимые на защиту, дано краткое описание структуры и объема диссрергации, приведены сведения об апробации и реализации результатов работы и степени их достоверности.

В первой главе приведен аналитический обзор опубликованных работ по теме диссертации. Проанализированы основные тенденции в материаловедении и достигнутые результаты в производстве порошковых сталей. Проанализированы и сопоставлены результаты работ отечественных и зарубежных исследователей. Показано, что постоянно возрастающие требования в материаловедении к качеству порошковых сталей, стабильности их характеристик не могут быть удовлетворены без существенного совершенствования технологии их изготовления. Рассмотрены современные технологические приемы получения порошковых материалов с повышенными физико-механическими свойствами.

Природа углерода, его размеры и активность определяют возможности его использования при производстве порошковых материалов, а также эффективно управлять формированием структурой и свойствами получаемых изделий. На растворимость углерода в материале оказывает влияние температура, скорость протекания процессов, дефектность структуры материала. Введение хрома в порошковые стали положительно влияет на её свойства. С железом хром образует а-у-твердые растворы. При этом структура спеченных сталей, содержащих в исходной шихте Сг, отличается повышенной гетерогенностью и

б

наличием фаз, которые по среднему составу материала не отвечают равновесной диаграмме его состояния.

В настоящее время при получении порошковых сталей применяют естественный графит марки ГК-1. Этот графит имеет минимальную термодинамическую активность и слабо взаимодействует с порошками железа в процессе получения порошковых сталей, в результате этого получается недостаточно гомогенная структура, с нерастворившимся остаточным углеродом и неравномерной и слабоконтролируемой пористостью, что отрицательно сказывается на конечных свойствах изделий.

В предыдущих работах были попытки использовать для введения в шихту саж, которые были получены различными способами, имели неопределенную степень кристалличности структуры и произвольный химический состав. При их введении структура первично образующегося аустенита также была негомогенной, что приводило к недостаточно высоким свойствам конечного продукта.

В настоящей работе впервые предпринята попытка использовать наноразмерные углерод и хром, которые получаются путем применения различных технологий.

Проведенный анализ показал широкие возможности использования наноразмерного углерода искусственного происхождения и нанохрома для производства порошковой стали.

Во второй главе представлена характеристика используемых материалов и оборудования, на котором производились исследования, а также описаны методики проведения экспериментов.

В состав материала опытных образцов входили следующие компоненты: железные порошки отечественного производства: ПЖВ 2.160.26; ПЖВ 4.450.28; ПЖР 2.200.28 (ГОСТ 9849-86), получаемые на Сулинском металлургическом заводе.

Основным легирующим элементом исследуемых материалов является углерод, вводившийся в шихту в виде порошков следующих углеродсодержащих компонентов:

- высокотемпературный каменноугольный пек (ВП) ГОСТ 10200-83. Свойства каменноугольного высокотемпературного пека представлены в таблице 1;

- наноразмерный углерод марки «Таунит», получаемый в лаборатории центра ООО ЦенгНаноТех, его основные параметры указаны в таблице 2.

Таблица 1

Свойства каменноугольного высокотемпературного пека_

Показатели Содержание

Влага, мас.% -

Зольность, мас.% 0,3

Сера, мас.% -

Азота, мас.% 0,83 ■ 1,48

Плотность г/см'' 1,26-1,34

Гранулометрический состав, мкм 30-80

Наноразмерный углерод марки «Таунит» представляет собой одномерные наномасштабные нитевидные образования поликристаллического графита в виде сыпучего порошка черного цвета, которые имеют структуру спутанных пучков многостенных трубок.

Таблица 2

Параметры наноразмерного углерода марки «Таунит»

Параметры «Таунит» «Таунит-М» «Таунит-МД»

Наружный диаметр, нм 20-70 30-80 8-15

Внутренний диаметр, нм 5-10 10-20 4-8

Длина, нм 100-200 100-200 100-200

Общий объем примесей, % (после очистки) до 5 (до 1) до 5 (до 1) до 5 (до 1)

Насыпная плотность, г/см3 0,4-0,6 0,03 - 0,05 0,03 - 0,05

Удельная геометрическая поверхность, м21т 120 -130 и более 180 -120 300 - 320 и более

Термостабильность, °С до 600 до 600 до 600

Наноразмерный порошок хрома изготавливается методом испарения-конденсации на лабораторной установке из порошка хрома электролитического с последующим дуговым испарением-конденсацией, размер получаемых частиц -10-50 нм. Его химический состав приведен в таблице 3.

Таблица 3

Химический состав порошка нанохрома

Сг, % Примеси, мкг/г (ррш) не более

О N С в Ре N1 А1 Си

99,99 50 50 80 20 2№,Мо^,А1,Са>Со,Си) Ре,Мв,Мп,81,иУ,К,1Л,Ыа и других 100 мкг/г

Исходные порошки железа использовались в состоянии поставки. Приготовление шихты производилось в смесителе Т1ЖВ11ЬА Т 50 А. Прессование осуществлялось на гидравлических прессах 2ПГ-125, П-250 в лабораторных пресс-формах. Пористость холоднопрессованных заготовок составляла 8 - 60%.

Горячая штамповка (ГШ) осуществлялась на кривошипном прессе модели К-2232. Нагрев перед горячей штамповкой осуществляли в среде диссоциированного аммиака при температуре 1273 - 1473 К.

После проведения горячей штамповки осуществляли следующие виды термической обработки (ТО): охлаждение в воду после проведения ГШ, закалка

с температуры 1023 К в воду, масло, отпуски - низко-, средне- и высокотемпературный, гомогенизирующий отжиг и термоциклическую обработку.

Химический состав материалов определялся на рентгеновском квантометре ARL-72000S, содержание углерода на автоматическом газоанализаторе IR-12 фирмы «LECO». Металлографические исследования выполнялись на оптическом микроскопе «NEOPHOT-21», «METAVERT», фирмы REICHTRT. Тонкое строение структуры изучали с помощью угольных реплик на электронном микроскопе ЭВМ-ЮОЛМ. Микрорентгеноспеетральный и фрактографический анализ проводился на растровом электронном микроскопе-микроанализаторе «САМЕВАХ MICRO», ренггеноструктурный - на рентгеновском дифрактометре общего назначения «ДРОН-2,6».

Исследование химической неоднородности порошковых сталей проводили методом спектроскопии Оже-электронов на электронном спектрометре «ЭСКАЛАБ-МК-2» английской фирмы «Вакуум-Дженерейтос».

Микрогеометрия поверхности образцов изучалась с использованием профилографа-профилометра модели 170311 с кратностью по вертикали и горизогггали соответственно 100000 и 2000 раз и оснащенного ПЭВМ.

Для изучения механических свойств полученных материалов изготавливались образцы призматической формы размерами 55x10x10 мм. Механические характеристики определялись в соответствии с ГОСТ 1497-84 на электрогидравлической разрывной машине HUS-1010Z системы MFL в автоматическом режиме. Испытания на изгибную прочность проводились на машине «УМЭ-ЮТМ», на ударную вязкость - на маятниковом копре модели КМ-ЗОА с максимальной энергией удара 294 Дж. Микротвердость и трещиностойкость диффузионного слоя исследовалась с использованием микротвердомера ПМТ-3.

Трибологические испытания функциональных поверхностей по схеме «стержень - диск» проводят на автоматизированной машине трения TRIBOMETER, CSM Instr., как на воздухе, так и при погружении в жидкую среду. Эти испытания позволяют использовать модель Герца, они соответствуют международным стандартам и могут быть использованы для оценки износостойкости образца и контртела. Непосредственно в процессе испытаний определяют коэффициент трения трущейся пары. Контртело в виде шарика изготавливают из сертифицированного материала. При испытании шарик фиксируют в держателе из нержавеющей стали, который передает ему заданную нагрузку и связан сдатчиком силы трения. Важную информацию о механизме разрушения покрытия дают анализ продуктов износа, строения бороздки износа (на образце) и пятна износа (на контртеле - шарике). Для этого применяют микроскопические наблюдения и измерения профиля бороздки износа. Строение бороздок износа (на дисках) и диаметр пятна износа (на шариках) наблюдают в оптический микроскоп AXIOVERT СА25 при увеличении х (100-500) и стереомикроскоп МБС-10 (ЛЗОС) при увеличении х (10-58). Измерения вертикального сечения бороздок износа проводят на

профилометре SURFEST SJ-402 в четырех диаметрально и ортогонально противоположных областях и определяют среднее значение площади сечения и глубины бороздки.

Результаты экспериментов обрабатывались на ЭВМ, статистические расчеты осуществляли при уровне значимости q = 0,95.

В третьей главе представлены результаты исследований закономерностей процессов смешивания, прессования, изотермического спекания и горячей штамповки.

В производственной технологии порошковых сталей используется «мокрое» смешивание порошка железа и естественного графита, марки ГК-1, при этом имеются большие потери графита из-за его пыления и оседания на стенках смесительных устройств. Для достижения гомогенной структуры материала и высоких механических свойств необходимо, чтобы распределение компонентов в порошковой шихте было равномерное. Равномерность распределения углерода в шихте на основе железного порошка ПЖВ.2.160.26 (ГОСТ 9849-86) определялась после её перемешивания в конусном смесителе. Порошки ВП, наноразмерных углерода и хрома, вводились в шихту путем совместной засыпки компонентов в смеситель либо без добавки этилового спирта, либо с его добавкой в количестве 0,5 мас.% (1-ый и 2-ой варианты смешивания). Контроль содержания углерода производили химическим анализом по десяти пробам, коэффициент неоднородности шихты К определялся как отношение среднеарифметической суммы абсолютных отклонений содержания углерода в каждой пробе к его расчетному значению. Определялись также потери углерода Q на всех стадиях технологии: смешивания (1ч), спекания (1373 К, 1 ч), горячей штамповки (1373 К, 30 мин) и термической обработки (закалки). Результаты исследования приведены в таблице 4.

Анализ полученных результатов показал, что во всех случаях более равномерное распределение углерода в шихте и наименьшие его потери наблюдаются при введении в шихту высокотемпературного пека, наноразмерных углерода и хрома. Наиболее существенно значения К снижаются, как правило, в первые 30 минут смешивания, а наибольшие потери Q наблюдаются на стадии спекания в связи с длительной высокотемпературной выдержкой и большой реакционной поверхностью. Минимальны потери для шихты, содержащей высокотемпературный пек и наноразмерные углерод и хром, при этом практически отсутствует разница в результатах 1-го и 2-го варианта смешивания, что позволяет не применять более дорогой «мокрый» процесс смешивания.

Таблица 4

Коэффициент неоднородности шипы по углероду (К) и его потери (О, %) на разных стадиях технологического процесса

Углерод Кол-во С мае. % Варна -нт смеши -вания При времени смешивания, мин. <3 на стадиях технологии, %

10 30 50 70 120 Смешив ание Спека -ние ГШ ТО

ГК 1,0 1 0,22 0,18 0,12 0,07 0,04 8,3 12,0 3,4 1,8

2 0,20 0,16 0,11 0,06 0,03 7,5 10,2 4,1 1,2

0,5 1 0,40 0,33 0,22 0,15 0,10 6,7 10,4 2,9 1,1

2 0,37 0,30 0,18 0,12 0,07 5,4 9,3 3,0 0,8

ВП + наноС + наноСг 1,0 1 0,08 0,03 0,02 0,00 0,00 2,1 5,4 1,05 0,1

2 0,05 0,02 0,00 0,00 0,00 0,9 4,3 0.7 0,08

0,5 1 0,14 0,11 0,08 0,03 0,00 1,8 4,8 1,2 0,3

2 0,11 0,09 0,06 0,01 0,00 0,7 3,5 0,95 0,2

Прессование

На операции прессования были экспериментально получены зависимости пористости прессовок от давления прессования при введении в шихту высокотемпературного пека и наноразмерных углерода и хрома, по сравнению с образцами содержащими карандашный графит (ПС) в концентрациях 1,0 %. Результаты представлены на рис.1.

Давление прессования, МПа

Рис. 1. Зависимость пористости от давления прессования при введении в шихту ВП и наноразмерных углерода и хрома

Экспериментальные данные о зависимости плотности от давления прессования для 0,5 и 1,0 % углерода представлены на рис. 2 а, б при введении в шихту высокотемпературного пека и наноразмерных углерода и хрома, по сравнению с образцами содержащими карандашный графит.

—1-г-

10 20 30 40 50 60 70

Давление прессования. МПа

-1-1-1 I-1-1-г-

10 20 30 40 50 60 70

Давление прессования, МПа

Рис. 2. Зависимость плотности от давления прессования при введении в шихту:

а - 0,5; б -1,0% углерода

Видно, что наличие ВП и наноразмерного углерода улучшает условия прессования. Применение наноразмерного углерода и высокотемпературного пека позволило существенно улучшить формуемость.

Проведено сопоставление экспериментальных данных зависимости плотности от давления прессования с результатами расчётов по уравнению прессования Конопицкого. Выявлено, что при введении в шихту - 0,5 и 1,0 %, высокотемпературного пека и наноразмерных порошков углерода и хрома имеет место очень хорошее совпадение экспериментальных и теоретических кривых.

Спекание

Ход процесса спекания в этом случае в значительной мере определяется характером диаграммы состояния основных компонентов шихты. В процессе спекания сложных систем образование сплава осуществляется диффузионным путем, поэтому большое значение имеет скорость и полнота протекания процесса гетеродиффузии. От этого зависит кинетика уплотнения спекаемого тела и изменение его физико-химических свойств. При спекании многокомпонентных систем взаимная диффузия разнородных компонентов может приводить к торможению процессов усадки. Это объясняется возможным изменением диффузионной подвижности атомов в местах контакта частиц при образовании новых фаз.

В случае спекания предварительно спрессованных железо-углеродных смесей имеет место процесс односторонней диффузии атомов углерода в железо. Обратная диффузия атомов железа в углеродные частицы практически отсутствует. Спекание в этом случае должно сопровождаться уменьшением или полным исчезновением частиц углерода и увеличением объема частиц железа. Создание прочной связи на контактной поверхности в основном определяется контактом железо-железо. Наличие углерода тормозит перенос атомов на контактные участки и должно снижать скорость усадки при спекании. Однако присутствие углерода на межфазных границах способствует восстановленшо

оксидов, что приводит к появлению активных атомов железа и повышению скорости спекания.

Диффузия углерода в у-железо приводит к возникновению твердых растворов и в ряде случаев карбида железа в исходных частицах. Кроме этого наличие частиц углерода в смеси железо-углерод серьезно уменьшает количество контактов железо-железо. Количество этих контактов сильно зависит от природы углеродосодержащих компонентов, размера и формы частиц углерода.

Экспериментальные исследования процессов объемной усадки в системах железо-высокотемпературный пек - наноуглерод - нанохром, железо-карандашный графит проводили на образцах с размерами 10x10x55 мм с пористостью после прессования 20 % в атмосфере диссоциированного аммиака при температурах 1173, 1273, 1373 и 1473 К и времени выдержки от 5 до 120 мин.

Установлено, что температура 1373 К является оптимальной, т.к. позволяет получать меньшую усадку в сталях содержащих 0,5 и 1,0 % углерода, в исследованном интервале времени спекания.

Содержание углерода в спекаемых образцах для всех углеродосодержащих компонентов составляло 0,5 и 1,0%.

Рис. 3. Зависимость усадки порошковых сталей, содержащих а - 0,5; б -1,0 % углерода в шихте, от времени спекания при Т=1373 К

Из полученных экспериментальных зависимостей видно, что во всех случаях наибольшая усадка наблюдается у образцов с карандашным графитом. Это связано с тем, что карандашный графит, имея наибольший размер частиц (количество частиц меньше), слабо препятствует возникновению непосредственных межчастичных металлических контактов «железо-железо». Уменьшение интенсивности усадки с течением времени можно объяснить приближением системы к равновесному состоянию. Можно предположить, что увеличение количества образующегося цементита тормозит усадку. Поэтому усадка оказывается наименьшей для шихты с высокотемпературным пеком и

13

наноразмерным углеродом. Усадка снижается с увеличением содержания углерода в шихте. Механизм спекания зависит от вида вводимого углерода и его концентрации. Следы свободного углерода в образцах с карандашным графитом были выявлены даже при проведении спекания при температуре 1423-1473 К и времени выдержки 2 часа, при этом происходит интенсивное обезуглероживание и межзёренное растрескивание. Установлено также что даже при применении высокотемпературного пека и наноразмерных углерода и хрома при исследованных температурах спекания не удается достичь пористости ниже 14 %.

Горячая штамповка проводилась для получения высокоплотных заготовок, т.к. высокий комплекс свойств порошковых сталей может быть получен у материалов, имеющих беспористую структуру. Оптимальная приведенная работа уплотнения, обеспечивающая плотность образцов после горячей штамповки 99,2-99,5 % составляет 250 МДж/м3.

Установлено, что прочностные свойства достигают уровня свойств соответствующего компактного материала при температуре горячей штамповки 1273-1373 К для сталей, содержащих в исходной шихте высокотемпературный пек и наноразмерные углерод и хром.

Такие параметры горячей штамповки как время выдержки перед горячей штамповкой и степень деформации являются одними из основных факторов, влияющих на формирование структуры и конечные свойства материала. Продолжительность выдержки прессовок в печи выбирается с учетом обеспечения их прогрева по всему сечению и необходимости гомогенизации материала. При введении в шихту углерода различной природы процессы гомогенизации могут протекать с разной скоростью. Время выдержки определяется опытным путем по наибольшей плотности после горячей штамповки при постоянной работе уплотнения. Зависимости плотности стали УЮп и предела прочности на разрыв от времени выдержки при горячей штамповки представлены на рис. 4 и рис. 5.

5 10 15 20 25 30 35 40 время выдержки, мин

3 5 10 15 20 25 30 35 40 время выдержки, мин

Рис. 4. Зависимость плотности порошковой стали УЮП от времени выдержки перед ГШ при работе уплотнения 250 МДж/м3 и Т=1373 К

Рис. 5. Зависимость предела прочности на растяжение порошковой стали УЮП от времени выдержки перед ГШ при работе уплотнения 250 МДж/м3 и Т=1373 К

Из рис. 4 и 5 видно, что в зависимости от вида вводимого углерода время выдержки перед горячей штамповкой варьируется для заготовок с ВП и наноразмерными углеродом и хромом в порошковой шихте - 15-25 мин, для заготовок с ГК время выдержки 25-35 мин.

Определяющее влияние пластической деформации при горячей штамповки на результаты процесса объясняется тем, что именно за счет нее происходит уплотнение заготовки, активация материала приконтактных участков частиц за счет выхода на них дислокаций и вакансий формообразования изделия. Повышенная чувствительность порошковой заготовки к схеме напряжений, которые действуют на материал ее различных зон, приводит к наличию резкой разницы величины пластичности в продольном и поперечном направлении к давлению прессования.

На рис. 6 представлены свойства, полученные при различных значениях степени деформации е. Анализ результатов исследований свидетельствует о преимущественном влиянии степени деформации при горячей штамповке на размеры зерен перлитных колоний, которые с ее увеличением измельчаются и при в = 30 % в структуре появляется зернистый перлит. В свою очередь, изменение структуры приводит к значительному повышению свойств стали с увеличением степени деформации е (рис. 6).

5500 5000 4500

С 4000 5

| 3500 X

3000 2500 2000

\ -А

—Ф— ВП+на ноС+наноСг ГК

10 15 20 25 30 35 40 степень деформации, %

и

« г

О -

1г

О X

и

1200 1100

-ВП+няноС+наноСг -А-ГК

10 15 20 25 30 35 40 степень деформации, %

Рис. 6. Влияние степени деформации на а - микротвердость и б - прочность на растяжение порошковой стали УЮп, содержащей в шихте: карандашный графит или ВП и наноразмерные углерод и хром.

В четвертой главе исследованы процессы термической обработки.

При ускоренном охлаждении горячештампованных сталей установлено наличие эффекта ВТМО, который в наибольшей мере проявляется для сталей содержащих в шихте высокотемпературный пек и наноразмерные углерод и хром. В результате такой обработки образуется субзёренная структура. При этом одновременно наблюдаются высокие прочностные и пластические свойства (табл. 5).

Таблица 5

Свойства порошковых сталей, охлажденных после ГШ в различных средах

Природа Содержание Охлазвдение после ГШ

На воздухе В воде'

углерода углерода в о», 5, НЯС о., 5, НЯС

стали, % МПа % МПа %

с 0,5 515 19 20 750 29 25

карандашным 1,46 1,53 1,25

графитом 1,0 1320 5 33 1125 16 34

0,85 3,2 1,03

с ВП + наноС 0,5 750 22 22 1525 31 31

+ наноСг 2,03 1,41 1,41

1,0 2004 13 44 2220 15 55

1,11 1,15 1,25

* - В знаменателе приведены значения образцов, охлажденных в воде, по отношению к свойствам образцов, охлажденных на воздухе._

При проведении закалки порошковой стали в различных средах (вода, масло) позволило получить мартенсит во всех указанных средах. При этом во всех структурах наблюдался остаточный аустенит и мартенсит. Мелкие и равномерные пакеты игл мартенсита с небольшими зонами остаточного аустенита наблюдались у образцов с ВП и наноразмерными углеродом и хромом.

Были изучены структуры и свойства порошковых сталей, содержащих ВП и наноразмерные углерод и хром, а также порошковые стали в ГК после проведения отпуска высоко-, средне- и низкотемпературного. Особенности полученных структур проявляются в наследовании их характеристик, заложенных на предыдущих стадиях процесса.

С целью уменьшения неравновесности структуры и увеличению свойств проводился гомогенизирующий отжиг полученных горячештампованных порошковых сталей. Диффузионный отжиг проводили в атмосфере диссоциированного аммиака при температуре 1273 К и выдержке в течение 30, 60, 90 и 120 минут. Выбор такой сравнительно высокой температуры отжига обусловлен наличием наследственной мелкозернистости исследуемых материалов. Для образцов с ВП и наноразмерными углеродом и хромом достаточно 30-40 мин выдержки, чтобы их структура стала гомогенной и показатели ударной вязкости и пластичности стабилизировались.

Для того чтобы повысить свойства порошковых сталей за счет сфероидизации перлита и измельчения зерна проводилась термоциклическая обработка порошковых сталей (ТЦО). Она проводилась с использованием нагрева токами высокой частоты. В результате такой обработки в образцах с наноразмерными углеродом и хромом получена сверхмелкая структура, а в образцах с карандашным графитом произошла коагуляция цементита. После

проведения ТЦО возросли значения прочности, пластичности и ударной вязкости.

В пятой главе представлены результаты по исследованию свойств порошковых сталей.

Порошковые стали с ВП и наноразмерными углеродом и хромом имеют повышенную ударную вязкость, а также высокие значения твердости и прочности на растяжение и изгиб, по сравнению со стандартными порошковыми сталями, содержащими в исходной шихте ГК (табл. 6)

Таблица б

Свойства порошковых горячештампованных сталей

Марка порошка Содержание, С мае. % ТО ст„ МПа кси, Дж/см2 5,%

ПЖР 2.200.28 0,5-ГК Отж 300 27 9

1,0-ГК 3+ВО 845 20 4

ПЖВ 2.160.26 0,5-ГК Отж 345 30 11

1,0-ГК 3+ВО 885 23 5

ПЖВ 4.450.28 0,5-ГК Отж 320 25 7

1,0-ГК 3+ВО 790 18 3

ПЖР 2.200.28 0,5 ВП+наноС+наноСг Отж 430 35 15

1,0 ВП+наноС+наноСг 3+ВО 1090 41 9

ПЖВ 2.160.26 0,5 ВП+наноС+наноСг Отж 475 39 17

1.0 ВП+наноС+наноСг 3+ВО 1130 44 10

ПЖВ 4.450.28 0,5 ВП+наноС+наноСг Отж 400 32 12

1,0 ВП+наноС+наноСг 3+ВО 1025 37 8

Проведены трибологические исследования полученных горячештампованных порошковых сталей. Показано, что наилучшими трибологическими свойствами обладают горячештампованные стали с ВП и наноразмерными углеродом и хромом после закалки и среднетемпературного отпуска. Коэффициент трения образцов у сталей с нанодобавками углерода и хрома снижается до 0,177 по сравнению со сталями содержащими ГК - 0,473. Исследование дорожек трения показало, что износ образцов, содержащих ГК, достиг 67 мкм, а при введении нанодобавок углерда и хрома износ уменьшился до 24 мкм.

В шестой главе проанализированы результаты экспериментов и разработаны рекомендации по применению полученных порошковых сталей с повышенными свойствами в различных отраслях техники, представлены примеры и технологии изготовления различных изделий из порошковых сталей с повышенными эксплуатационными характеристиками.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Установлено оптимальное количество наноразмерного углерода и хрома в составе порошковой засыпки для получения порошковых сталей с высоким комплексом физико-механических свойств. Показано, что введение наноразмерных частиц углерода и хрома в количестве 0,05 мас.% и 0,1 мас.% соответственно в 2,0-2,5 раза повышает прочность порошковых сталей.

2. Изучено влияние введения наноразмерных углерода и хрома на приготовление шихты. Установлено, что введение в порошковую шихту высокотемпературного пека и наноразмерных углерода и хрома обеспечивает равномерное распределение частиц порошка железа, углерода и хрома по объему. Отмечено, что такое распределение частиц позволяет исключить из технологического цикла «мокрое» смешивание.

3. Установлено, что применение высокотемпературного пека и наноразмерных частиц углерода и хрома позволяет снизить на 15-20% давление прессования в результате исключения контакта между частицами порошка железа и стенками матрицы за счет их обволакивания высокотемпературным пеком при предварительном смешивании шихты.

4. Установлено, что время спекания формовок, содержащих высокотемпературный пек и наноразмерные частицы углерода и хрома, в 2,0-3,0 раза меньше, чем время спекание формовок, не содержащих наночастицы. При этом отмечено ускорение гомогенизации материала и повышение комплекса физико-механических свойств образцов. Показано, что такие образцы имеют структуру мелкозернистого перлита и аустенита с равномерными включениями карбида хрома.

5. Определены температура выдержки перед горячей штамповкой и степень деформации спеченных образцов, которые составляют 1373 К и 30-40% соответственно. Отмечено, что после горячей штамповки в образцах с наночастицами углерода и хрома структура мелкозернистого перлита и аустенита с включениями карбида хрома сохраняется. При этом предел прочности образцов из стали УЮп составляет а,=1110-1150 МПа, микротвердость Нюо= 4100-4500 МПа при плотности 99,2-99,5 %.

6. Установлено, что охлаждение образцов после горячей штамповки в воде увеличивает прочность порошковой стали в 2,0-2,5 раза, ударная вязкость на 30%, прочность при изгибе в 1,3-1,5 раза и износостойкость в 3,0 раза.

7. Разработаны рекомендации по практическому использованию результатов исследования, которые положены в основу технологии получения деталей: «Кольцо уплотняющее ЗМС-10-0115» и «Втулка гидрозатвора

МС-30М-0121-1» на совместном российско-германском предприятии ООО «ДОНКАРБ Графит». Ожидаемый экономический эффект от внедрения этих деталей составит 627100 рублей в год в ценах 2011 г.

Разработана технология изготовления размольных тел из порошковой стали УЮп с термообработкой - закалка для ОАО «НИИграфит», которая по предварительным лабораторным испытаниям снижает загрязненность кокса железом на 40%.

Результаты диссертационной работы внедрены в учебный процесс по курсу «Материаловедение» в ФГБОУ ВПО МГТУ «МАМИ».

Основные положения диссертации изложены в следующих работах:

1. Еремеева Ж. В. Особенности применения наноразмерных порошков углерода и хрома на процессы подготовки шихты и прессования порошковых сталей [Текст] / Ж. В. Еремеева H. М. Ниткин, Г. X. Шаригоянова. // Известия МГТУ «МАМИ». - 2011. - № 2. - С. 139-144.

2. Еремеева Ж. В. Влияние параметров термоциклической обработки на механические свойства горячештампованных порошковых сталей, содержащих в исходной шихте наноразмерные углерод и хром [Текст] / Ж. В. Еремеева, Н. М. Ниткин, Г. X. Шарипзянова // Вестник МГАУ. - 2011. - № 2. - С. 64-69.

3. Ниткин H. М. Исследование влияния углерода на свойства литых сталей с 3% хрома. [Текст] / H. М. Ниткин, В. М. Зуев // Известия МГТУ «МАМИ». -2008. -№ 1. - С. 181-183.

4. Ниткин H. М. Исследование влияния хрома на свойства штампованных сталей для горячего деформирования [Текст] /Н. М. Ниткин, В. М. Зуев // Известия МГТУ «МАМИ» . - 2007. - № 2. - С. 196-198.

5. Еремеева Ж. В. Особенности кинетики уплотнения порошковых сталей, содержащих в исходной шихте наноразмерные порошки углерода и хрома при электроконтактном спекании [Текст] // «Современные автомобильные материалы и технологии» САМИТ-2011 : сборник трудов Третьей Международной научно-технической конференции / Ж. В. Еремеева, H. М. Ниткин, Г. X. Шарипзянова.- Курск, 2011. - С. 34-35.

6. Формирование структуры и свойств порошковых сталей при термообработке в зависимости от природы вводимого углерода [Текст] // «HighMatTech -2011» : сборник трудов Третьей Международной конференции / В. И. Костиков, Ж. В. Еремеева, С. И. Рупасов, Р. А. Скориков, В. Ю. Дорофеев, H. М. Ниткин, Г. X. Шарипзянова.- Киев, 2011. - С. 222-223.

7. Формирование структуры и свойств порошковых сталей с различными углеродсодержащими компонентами при термообработке [Текст] II «Новые материалы и изделия из металлических порошков. Технология. Производство. Применение». (ТПП-ПМ 2011) : сборник трудов Третьего Международного научно-практического семинара г. Йошкар-Ола / Ж. В. Еремеева, Р. А. Скориков, В. Ю. Дорофеев, H. М. Ниткин, Г. X. Шарипзянова. - Йошкар-Ола, 2011.- С. 52-56.

8. Ниткин Н. М. Механические свойства кованых сталей с 3% хрома для штампов горячего деформирования [Текст] // «Автотракторостроение 2009». -Международный научный симпозиум. Приоритеты развития отечественного автотракторостроения и подготовки инженерных и научных кадров: материалы 65-ой Международной научно-технической конференции ААИ. Секция 2 / Н. М. Ниткин, В. М. Зуев. - М., 2009. - С. 47-49.

9. Зуев В. М. Закалка и отпуск углеродистых сталей [Текст] // Термическая обработка сталей : методические указания / В. М. Зуев, Н. М. Ниткин, под ред. Г. М. Волков ; МГТУ «МАМИ», каф. «Материаловедение».- М., 2008. -С. 4-12.

10. Зуев В. М. Углеродистые стали [Текст] // Теория сплавов: методические указания / В. М. Зуев, Н. М. Ниткин, под ред. Г. М. Волков; МГТУ «МАМИ», каф. «Материаловедение». - М., 2005. - С. 19-25.

НИТКИН НИКОЛАЙ МИХАЙЛОВИЧ

Автореферат диссертации на соискание учёной степени кандидата технических

ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ, ЛЕГИРОВАННЫХ НАНОРАЗМЕРНЫМИ УГЛЕРОДОМ И ХРОМОМ

Подписано в печать 11.11.11. Заказ №Б-282-11 ТиражЮОэкз

Бумага типографская 80 г/м2 Формат бумаги 60x84/16_

МГТУ «МАМИ», 105424, г. Москва, ул. Б. Семеновская, д.38

Министерство образования и науки Российской Федерации Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение

высшего профессионального образования «Московский государственный технический университет

«МАМИ»

На правах рукописи

01 2.0 1 2 5 0 Л.50 "

Ниткин Николай Михайлович

Влияние режимов термической обработки на структуру и свойства порошковых сталей, легированных наноразмерными углеродом и

хромом

Специальность: 05.16.09. Материаловедение (машиностроение)

Диссертация на соискание ученой степени кандидата технических наук

Научный руководитель: д.т.н., проф. Еремеева Жанна Владимировна

Москва- 2011

Содержание

ВВЕДЕНИЕ 5

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР 9

1.1. Превращения в углеродистых сталях 9

1.2. Наноразмерный углерод 13

1.3. Процессы гомогенизации при производстве порошковой стали 28

1.4. Процессы спекания и горячей штамповки порошковых сталей 31

1.5. Диффузионный отжиг углеродистых сталей 3 8

1.6. Выводы, цель и задачи исследования 43

2. МАТЕРИАЛЫ, ОБОРУДОВАНИЕ И МЕТОДИКИ ПРОВЕДЕНИЯ ИССЛЕДОВАНИЙ 46

2.1. Характеристики исходных материалов 46

2.1.1. Характеристики железных порошков 46

2.1.2. Характеристики углерод содержащих компонентов 47

2.1.3. Характеристики порошка нанохрома 51

2.2. Оборудование, оснастка и технология изготовления образцов 51

2.2.1. Описание технологических процессов изготовления образцов 52

2.2.2. Оборудование и оснастка для изготовления образцов 52

2.3. Оборудование и методика изучения структуры 55

2.3.1. Микроструктурный анализ 56

2.3.2. Электронная микроскопия 57

2.3.3. Микрорентгеноспектральный анализ 57

2.3.4. Рентгеноструктурный анализ 59

2.4. Оборудование и методики изучения свойств 60

2.4.1. Определение общей и поверхностной пористости 60

2.4.2. Испытания на растяжение 63

2.4.3. Исследования износостойкости и трибологические испытания 63

2.4.4. Испытания на трещиностойкость 67

2.4.5. Испытания на изгиб 69

2.4.6. Испытания на ударную вязкость 7 0

2.4.7. Испытания на усталостную долговечность 70

3. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ СМЕШИВАНИЯ ШИХТЫ, ПРЕССОВАНИЯ, СПЕКАНИЯ И ГОРЯЧЕЙ ШТАМПОВКИ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ, ЛЕГИРОВАННЫХ НАНОРАЗМЕРНЫМ УГЛЕРОДОМ И ХРОМОМ 72

3.1. Определение оптимального количества содержания в порошковой шихте наноразмерных углерода и хрома 73

3.2. Особенности процессов приготовления шихты при применении наноразмерных углерода и хрома 74

3.3. Исследование процесса прессования шихты при применении наноразмерных углерода и хрома 77

3.4. Исследование процесса спекания 80

3.5. Влияние технологических параметров на проведение ГШ порошковых сталей 90

3.6. Выводы 101

4. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ, ЛЕГИРОВАННЫХ НАНОРАЗМЕРНЫМИ УГЛЕРОДОМ И ХРОМОМ 103 4.1 Исследование структурообразования и формирование свойств порошковых сталей, легированных наноразмерными углеродом и хромом, после термообработки 104

4.1.1. Влияние скорости охлаждения после горячей деформации образцов при проведении закалки 104

4.1.2. Исследование структурообразования и свойств порошковых сталей при отпуске 115

4.1.3. Исследование структурообразования и свойств порошковых сталей после диффузионного отжига 122

4.2. Исследование структурообразования и свойств порошковых сталей после проведения термоциклической обработки 125

4.3. Выводы 128

5. ИССЛЕДОВАНИЕ СВОЙСТВ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ,

ЛЕГИРОВАННЫХ НАНОРАЗМЕРНЫМИ УГЛЕРОДОМ И ХРОМОМ 130

5.1. Механические свойства порошковых сталей 13 0

5.2. Трибологические свойства порошковых сталей 134

5.3. Выводы 139 6. ПРОМЫШЛЕННАЯ РЕАЛИЗАЦИЯ РЕЗУЛЬТАТОВ ИССЛЕДОВАНИЙ 140 ОБЩИЕ ВЫВОДЫ 145 ЛИТЕРАТУРА 147 ПРИЛОЖЕНИЯ 157

ВВЕДЕНИЕ

В настоящее время порошковая металлургия (ПМ) превратилась из альтернативы традиционной металлургии в динамично развивающуюся самостоятельную науку. К преимуществам порошковой металлургии можно отнести полную автоматизацию процесса, высокий коэффициент использования материалов, экологическую чистоту и, как следствие, высокую культуру производства. Расширилась номенклатура изделий, изготовляемых методом порошковой металлургии. Данная технология дает возможность получать псевдосплавы, обладающие в ряде случаев уникальными, недостижимыми для традиционных материалов физико-механическими и эксплуатационными свойствами. Приведенные соображения позволяют сделать заключение о том, что порошковая технология останется перспективным направлением.

В настоящее время порошковые материалы применяются практически во всех известных отраслях науки и техники, начиная от биомедицины и микроэлектроники до аэрокосмической техники. Это широкая гамма конструкционных, инструментальных и триботехнических материалов, материалов специального назначения и т.д., обладающих высокой жаростойкостью, износостойкостью, стойкостью в агрессивных средах. Метод ПМ особенно эффективен в тех случаях, когда изготовление изделий с заданными свойствами невозможно традиционными способами. Порошковая металлургия особенно эффективна при больших масштабах производства различного типа конструкционных деталей (шестерни, втулки, крышки и многие другие детали машин). В этом случае практически отсутствуют потери материала, которые имеют место при механической обработке заготовок.

В основе производства всех указанных материалов лежат три основные операции: получение исходных порошков, формование из них заготовок заданной формы и прочности, достаточной для дальнейшего

манипулирования, и спекание, предназначенное для окончательного формирования прочностных и специальных свойств.

К настоящему времени разработано большое количество технологических методов получения порошковых изделий. Быстро развивается сырьевая база. Методы получения металлических порошков ставят перед собой цель не только утилизацию отходов «традиционной» металлургии и металлообработки, но и создание специальных порошков с особыми свойствами. Велика номенклатура порошковых материалов. Разработаны методы дополнительной обработки порошковых изделий с целью повышения их физико-механических свойств и эксплуатационных характеристик. Все это было достигнуто в результате решения тех задач, которые ставились перед порошковой металлургией. Тенденция ее развития состоит в непрерывном росте выпуска и потребления металлических порошков и изделий на их основе. Основным потребителем порошковых изделий является автомобильная промышленность, на долю которой приходится до 70 % от общего объема продукции порошковой металлургии [1]. Номенклатура деталей для автомобилей очень разнообразна: шестерни, звездочки, втулки, кольца, шатуны, подшипники и другие детали. При этом она постоянно пополняется новыми деталями, производство которых переводится на технологии порошковой металлургии [1,5,9,14,69,89].

Следует, однако, отметить, что внедрение методов порошковой металлургии применительно к производству деталей различного назначения происходит в жесткой конкурентной борьбе с традиционными технологиями штамповки, литья, механической обработки, проката. Дальнейшее расширение номенклатуры изделий порошковой металлургии зависит от разработки эффективных и конкурентоспособных методов повышения их эксплуатационных свойств. Среди таких методов следует назвать, прежде всего, горячую штамповку (ГШ) пористых заготовок, которая хорошо зарекомендовала себя, как простой и надежный способ получения высокоплотных порошковых изделий [2,24-26]. ,

Необходимо использовать и новые источники сырья. Так применение наноразмерных порошков в традиционных технологиях позволяет повысить свойства получаемых изделий в 3-5 раз, а, зачастую, получить и уникальные свойства.

Первостепенное значение приобретают возможности расширения области применения методов порошковой металлургии за счет создания порошковых материалов (ПМ) с повышенными эксплуатационными свойствами.

Обеспечение необходимого сочетания технологичности и надежности изделия, совместно с обеспечением требуемых свойств осуществляется за счет улучшения (изменения) структуры материалов.

Результаты исследований [82] показали, что использование наноразмерных материалов в сочетании с проведением термической обработки повышает эффективность производства порошковых сталей и обеспечивает требуемый уровень их физических и механических свойств. Естественно, чем выше достигнутый уровень свойств применяемых материалов, тем более глубокое изучение механизма структурных изменений и путей управления ими требуется для дальнейшего повышения этого уровня. Важнейшими задачами, от решения которых зависит дальнейший прогресс в области производства порошковых конструкционных материалов, являются исследования структурообразования на всех этапах их получения.

Форма, размеры и распределение легирующих элементов и, особенно, углерода оказывают существенное влияние на механические и технологические свойства материалов. Повышенное количество нерастворившихся частиц углерода приводит к снижению пластичности, вязкости и прочности материалов. Отрицательное их влияние тем заметнее, чем выше плотность материала. При получении материала ГШ, когда продолжительность выдержки при высокой температуре сводится до минимума, углерод и процесс его растворения играет определяющую роль в формировании структуры и свойств порошковых материалов. При этом

одним из важных факторов является природа используемого углерода, его чистота и структура. Поэтому представляется актуальным, изучение влияния вводимых наноразмерных порошков на формирование структуры материалов и комплекса физических и механических свойств на всех этапах технологического процесса получения и последующей термической обработки (ТО) порошковых сталей [43, 45, 55-57].

На защиту выносятся следующие положения:

1. Установленные зависимости добавок наноразмерных порошков углерода и хрома на структурообразование и технологические параметры спекания, горячей штамповки и термообработки.

2. Установленные зависимости влияния наноразмерных частиц углерода и хрома на структуру и свойства порошковых сталей, полученных методом горячей штамповки и дальнейшей термообработки.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1. Превращения в углеродистых сталях

Одним из ведущих направлений улучшения свойств сталей, включая порошковые, является их термическая обработка (ТО), основанная, преимущественно на фазовых превращениях при нагреве и охлаждении, что обуславливает целесообразность их более подробного рассмотрения.

Во многих случаях фазовые превращения в твердых растворах рассматриваются как результат перераспределения атомов по узлам кристаллической решетки. При этом возможны два случая. В первом -перераспределение атомов происходит в масштабах соизмеримых с межатомными расстояниями и приводит к появлению упорядоченной фазы. Во втором - они существенно превышают межатомные расстояния. При этом происходит распад однородного твердого раствора на две или более фазы, отличающихся друг от друга составом [3, 6,7,16,75,92].

Образование более стабильной фазы приводит к растворению ранее образовавшейся менее стабильной фазы (промежуточной). Образованию промежуточной фазы может способствовать концентрационный фактор. Если стабильная фаза резко отличается по химическому составу от исходной, то для ее зарождения требуются значительные флуктуации концентраций, а для роста - большой диффузионный массоперенос.

В этой же системе возможно существование метастабильной фазы. Поскольку она намного ближе по составу к исходной, то ее образование кинетически более выгодно, особенно при больших переохлаждениях, когда замедлены диффузионные процессы. Так происходит образование из аустенита метастабильного цементита вместо стабильного графита. Состав аустенита гораздо ближе к цементиту, чем к графиту. Скорость диффузионного роста кристаллов цементита выше, чем графита. Влияет также структурный фактор: цементит по структуре ближе к аустениту, чем графит и поверхностная энергия на его границе с аустенитом ниже.

Переход перлита в аустенит и его кинетика подчиняются основным закономерностям фазовых превращений. Установлено, что зародыш аустенита возникает на границах феррита с цементитом. Скорость роста аустенитного зерна контролируется диффузией углерода от границы А-Ц к границе А-Ф, выравнивающей концентрацию углерода в аустените. Аустенит при этом становится ненасыщенным по отношению к цементиту, который растворяется. К моменту исчезновения ферритных промежутков перлита всегда остается полностью не растворившийся цементит. Превращение заканчивается с исчезновением ферритных промежутков. Затем продолжается растворение остатков цементита. По окончании его растворения аустенит неоднороден по концентрации углерода. В тех местах, где ранее находился цементит, концентрация углерода в у-растворе повышена. Для его выравнивания требуется дополнительное время, которое с увеличением дисперсности исходной структуры уменьшается [13, 15,39].

Кинетика превращения зависит от наличия благоприятных центров гетерогенного зарождения и высоты энергетического барьера. Такими центрами в реальном твердом теле являются вершины, ребра и границы зерен. При непрерывном охлаждении зародыши новой фазы в первую очередь возникают на вершинах зерен исходной фазы, затем на ребрах и в последнюю очередь возникают - на границах [6,16].

Уже сложилось мнение о двух возможных типах фазовых превращений: сдвигов кристаллографически упорядоченном и «нормальном» неупорядоченном, каждому из которых свойственны определенные особенности. В первом случае новая кристаллическая решетка возникает в результате упорядоченной кооперативной перестройки больших групп атомов, причем атомы, являющиеся соседями в старой решетке, остаются соседями и в новой. Взаимные их смещения не превышают межатомных расстояний. Во втором случае кристалл новой фазы растет за счет неупорядоченных индивидуальных перемещений атомов. Неупорядоченному зарождению новой фазы, кроме достаточно высокой температуры

превращения, обеспечивающей возможность диффузии, способствуют разного рода структурные несовершенства, готовые границы и т.п. [40-43].

Структурная наследственность связана с особенностями образования аустенита при нагреве стали. Гораздо чаще в практике имеют дело с нагревом феррито-перлитной структуры, когда нагрев выше точки АС1 приводит к получению мелкозернистого аустенита. Этому способствует также то, что в процессе охлаждения зерна аустенита разбиваются на перлитные колонии, каждую из которых можно рассматривать как самостоятельное зерно [46].

Вероятность проявления структурной наследственности уменьшается, если сталь с крупным зерном аустенита охлаждается в условиях, обеспечивающих полный распад в перлитной области. Степень дробления зерна при перлитном превращении зависит от величины переохлаждения аустенита. При медленном охлаждении каждое зерно аустенита, исчезая как таковое, порождает комплекс дезориентированных участков перлита. Исходная крупнозернистость проявляется лишь в распределении избыточной фазы, выделяющейся, как правило, по границам исходных зерен [6, 11, 51].

Наблюдалось восстановление аустенитного зерна после прямого а—>у и обратного у—>а превращений [91, 103]. Авторы приписывают это действию остаточной а-фазы, рассматривая наблюдающуюся кристаллографическую обратимость как следствие кристаллизации. Было исследовано растворение локализованных участков распада при нагреве. Оказалось, что и при растворении происходит движение границ раздела. Исчезновение локализованных участков происходит благодаря миграции границ зерен аустенита.

Весьма интересно предположение, в котором указано на существенное значение трехфазной составляющей аустенит + феррит + карбид. Рост аустенитных участков, зародившихся на межфазной границе феррит -карбид, происходит под влиянием диффузии внутри аустенита, отводящего углерод от границы с карбидом к границе с ферритом.

Чем крупнее зерно аустенита, тем более крупные зерна имеют продукты распада аустенита. Причинами интенсивного роста зерна аустенита считают растворение дисперсных частиц, которые до этого являлись препятствием на пути движения границ. Кроме температуры и времени выдержки на скорость роста зародышей аустенита и миграцию границ большое влияние оказывают дефекты и атомы примесей, расположенные на границе зерен и частиц, которые тормозят движение границ. Наиболее сильное влияние на рост зерна аустенита оказывает углерод, который уменьшает такую склонность вследствие связывания углерода в карбиды и уменьшения его содержания в твердом растворе [63-65].

На процесс зарождения центров и склонность к росту зерна аустенита порошковых сталей оказывают влиян�