Влияние химической неоднородности на превращения при нагреве и охлаждении порошковых сталей

09.07.2019

Получение порошковых легированных сталей путем механического смешивания порошков не дает той степени гомогенности твердого раствора, которая может быть достигнута в случае применения легированного порошка. В связи с этим термическая обработка порошковых легированных сталей, полученных из механических смесей исходных компонентов, имеет свои особенности, о которых отмечалось в работах.

Авторами работы показано, что степень гомогенности твердого раствора оказывает существенное влияние на критическую скорость закалки порошковых сталей. Так, для стали, полученной путем смешивания порошков и содержащей 2 % Ni; 0,5 % Mo; 0,9 % критическая скорость закалки оказалась равной 19 ± 1,3 С/с, в то время как у стали того же состава, но полученной из гомогенизированного легированного порошка, - 2,25 ± 0,07 С/с.

Авторы с сотрудниками исследовали влияние химической неоднородности на положение критических точек и устойчивость переохлажденного аустенита порошковых сталей, легированных хромом и молибденом. Суммарное содержание легирующих элементов изменялось в пределах от 2 до 15 %. В качестве исходных компонентов использовали отожженное карбонильное железо 6-2, коллоидальный графит и восстановленные хром и молибден. Для достижения разной степени химической неоднородности сталей образцы, спресованные при давлении 780 МПа, спекали в атмосфере осушенного водорода с точкой росы -40 °С в интервале температур 1050-1280 °С в течение 2 ч, а также при температуре 1200 °С в течение 40 мин, 2, 3 и 4 ч.

Характер однородности твердого раствора спеченных сталей оценивали по разбросу параметров кристаллической решетки a-твердого раствора, определенному по ширине рентгеновской линии (211), а также по распределению концентрации легирующих элементов в разных участках твердого раствора, определенного с помощью рентгеновского микроанализатора "МАР-2".

Разброс содержания хрома и молибдена в твердом растворе стали ЖГр1Х5М5, спеченной при разных температурах, приведен ниже:

На приведенных данных следует, что с повышением температуры спекания распределение легирующих элементов в матрице становится более равномерным. Однако даже после спекания при температуре 1280 °С процесс гомогенизации полностью не завершается. Увеличение продолжительности спекания до 4 ч почти не изменяет характер формирующейся структуры.

В процессе спекания вследствие непосредственного взаимодействия между атомами углерода, хрома и молибдена происходит образование первичных труднорастворимых специальных карбидов. Все это приводит к возникновению структурной неоднородности спеченных сталей, которая проявляется заметнее в более легированных сталях.

Рентгенографические исследования показали, что усредненные значения параметров кристаллической решетки a-твердого раствора (а) возрастают с увеличением содержания легирующих элементов от 0,28670 нм у стали ЖГр1М2 до 0,28686 нм у стали ЖГр1Х12М2, что свидетельствует о повышении степени легированности a-твердого раствора (табл. 75). В то же время происходит увеличение разброса значений параметров решетки, что отражает возрастающую степень неоднородности твердого раствора. Поскольку наибольшей неоднородностью обладают высоколегированные стали, влияние негомогенности твердого раствора на критические точки изучено для сталей ЖГр1Х5М5, ЖГр1Х5М10 и ЖГр1Х12М2.

На рис. 99 представлена зависимость критических точек Ac1, Ac3, Ar1 и Ar3 от температуры спекании для сталей ЖГр1Х12М2 и ЖГр1Х5М5, определенных при нагреве со скоростью 6 град/мин и охлаждении со скоростью 30 град/мин.


С увеличением температуры спекания критические точки Ac1 и Ac3 смещаются в область более высоких, а точки Ar1 и Ar3 - в область более низких температур.

На рис. 100 показана зависимость критических точек Ac1, Ac3 и мартенситной точки Mн для сталей ЖГр1Х5М5, ЖГр1Х12М2 и ЖГр1Х5М10 от времени спекания. Точки Ac1 и Ac3 определяли в процессе быстрого нагрева со скоростью 900 град/мин. Из рисунка следует, что с увеличением времени спекания критические точки Ac1 и Ac3 смещаются в область более высоких температур, а мартенситная точка Mн -в область более низких. Такой характер зависимости критических точек и точки Мн от режимов спекания, очевидно, объясняется тем, что при снижении температуры и уменьшении продолжительности спекания процессы растворения легирующих элементов и гомогенизации твердого раствора замедляются, что, в частности, выражается в увеличении разброса параметров кристаллической решетки (табл. 76).

По данным Гуляева А.П. участки микронеоднородности, будучи готовыми центрами кристаллизации, являются наиболее вероятными местами гетерогенного возникновения зародышей новой фазы, создавая тем самым благоприятные условия для перлито-аустенитного и аустенито-перлитного превращений, а также для возникновения зародышей мартенсита при мартенситном превращении. Известно, что если концентрационная неоднородность достигает критической величины в достаточной области пространства, то возможно появление центра новой фазы. Неоднородность распределения концентраций может быть источником концентрационных напряжений, вызывающих диффузионные потоки внутри продукта распада, вследствие чего рост зародышей новой фазы ускоряется.

Поскольку неоднородность твердого раствора спеченных сталей возрастает по мере увеличения содержания легирующих элементов, она должна оказывать существенное влияние на устойчивость переохлажденного аустенита порошковых сталей с различной степенью легированности. Для исследования были выбраны стали ЖГр1Х2М2, ЖГр1Х5М5, ЖГр1Х5М10 и ЖГр1Х12М2. Образцы исследованных сталей прессовали при давлении 780 МПа и спекали при температуре 1200 °С в течение 2 ч.

Из диаграмм изотермического превращения переохлажденного аустенита следует (рис. 101), что порошковые хромомолибденовые стали, так же как и литые, имеют две области минимальной устойчивости (аустенито-перлитную и промежуточную). С увеличением количества легирующих элементов наблюдается некоторое расширение области максимальной устойчивости аустенита. Однако, несмотря на высокую степень легированности, распад аустенита в спеченных сталях идет уже на первой минуте изотермической выдержки. Увеличение суммарного легирования с 4 до 15 % практически не приводит к повышению устойчивости аустенита. Это объясняется тем, что с увеличением количества легирующих элементов возрастает неоднородность твердого раствора. Присутствие в матрице областей микронеоднородности способствует ускорению превращения, так как в этих участках легче всего возникают зародыши новой фазы.


Микрорентгеноспектральные исследования показали, что в образцах, приготовленных из шихты ЖХ12М2, не содержащей графит, в процессе спекания происходит полное растворение легирующих элементов и образуется однородный твердый раствор (рис. 102). Этому способствует отсутствие графита в исходной шихте, при наличии которого в процессе спекания происходит связывание карбидообразующих элементов хрома и молибдена в карбиды, что препятствует процессу гомогенизации аустенита.

Для того чтобы оценить, насколько снижается устойчивость аустенита из-за негомогенности спеченной стали, были проведены сравнительные исследования устойчивости переохлажденного аустенита стали ЖГр1Х12М2, спеченной при 1200 °С (2 ч), в которую углерод вводили в виде графита при смешивании шихты, и стали ЖХ12М2, полученной посредством науглероживания предварительно спеченной при 1200 °С легированной основы. Науглероживанию подвергали цилиндрические образцы для анизометра длиной 25 м и диаметром 3 мм. Цементация в твердом карбюризаторе при 920 °С в течение 5 ч обеспечивает сквозное науглероживание.

Из рисунка 103 следует, что аустенит науглероженной стали обладает более высокой устойчивостью по сравнению с аустенитом стали ЖГр1Х12М2, полученной из графитсодержащей шихты. Температура спекания является основным фактором, влияющим на полноту протекания диффузионных процессов, а следовательно, и на степень гомогенизации твердого раствора. Поэтому представляло интерес выяснить характер влияния температуры спекания на изотермический распад переохлажденного аустенита.

Для исследования была выбрана сталь ЖГр1Х5М5, в которой посредством спекания при температурах 1100, 1200 и 1280 °С в течение 2 ч создавалась разная степень химической неоднородности. Из приведенных ранее данных следует, что с повышением температуры спекания распределение легирующих элементов в матрице становится более равномерным.

На рис. 104 представлены диаграммы изотермического превращения аустенита стали ЖГр1Х5М5; спеченной при 1100, 1200 и 1280 °С, на которых видно, что для спеченных сталей сохраняется та же закономерность, что и для литых -карбидообразующие элементы хром и молибден вызывают появление на диаграмме превращения двух ярко выраженных максимумов скорости распада аустенита, соответствующих перлитному и промежуточному превращению. Вместе с тем характер диаграммы существенно зависит от температуры спекания. Если у стали, спеченной при температуре 1100 °C, первые порции аустенита начинают распадаться в перлитной области через 10 с, то у стали, спеченной при 1200 °С, -через 40 с, а у стали, спеченной при 1280 °С, - через 3,5 мин, т. е. по мере повышения температуры спекания, а значит и степени гомогенизации твердого раствора, возрастает инкубационный период распада переохлажденного аустенита. Это, очевидно, объясняется тем, что по мере повышения степени гомогенности уменьшается количество областей микронеоднородности и связанных с ними микроискажений и других дефектов кристаллической решетки, являющихся местами гетерогенного зарождения новой фазы. Это и приводит к замедлению распада аустенита.

Из анализа диаграмм изотермического превращения аустенита также следует, что с повышением гомогенности твердого раствора происходит расширение температурного интервала максимальной устойчивости аустенита. Если для стали, спеченной при 1100 °С, этот интервал лежит между 400 и 600 °С, для стали, спеченной при 1200 °С, - между 350 и 600 °С, то для стали, спеченной при 1280 °С, - между 300 и 700 С.


Следует также отметить еще одну закономерность. С повышением температуры спекания количество аустенита, распавшегося при последующем изотермическом превращении, уменьшается. Так, за три часа изотермической выдержки максимальное количество распавшегося аустенита составляет 90 % для стали, спеченной при 1100 °С, 70 % - для стали, спеченной при 1200 °C и лишь 50 % - для стали, спеченной при 1280 °С.

Известно, что хром заметно повышает устойчивость аустенита как в перлитной, так и в промежуточной областях. С увеличением содержания хрома в стали происходит смещение перлитной области вверх, а промежуточной вниз по температурной шкале.

Молибден значительно повышает устойчивость аустенита в перлитной области и сравнительно слабо влияет на кинетику распада в промежуточной. Однако по мере увеличения содержания молибдена максимум промежуточной области смещается в сторону низких температур.

В случае порошковой стали ЖГр1Х5М5 совместное влияние хрома и молибдена, очевидно, приводит к тому, что с повышением температуры спекания за счет более полной гомогенизации аустенита, в процессе которой он обогащается хромом и молибденом, повышается его устойчивость как в перлитной, так и в промежуточной областях и происходит расширение температурного интервала максимальной устойчивости аустенита.


Имя:*
E-Mail:
Комментарий:
Информационный некоммерческий ресурс fccland.ru © 2019
При цитировании и использовании любых материалов ссылка на сайт обязательна