книги / Порошковое материаловедение. Ч. 2
.pdfТаблица 40 Концентрационная неоднородность элинваров
№ |
Материал |
Режим |
VNi |
VCr |
VTi |
VAl |
п/п |
спекания |
|||||
1 |
Компактный |
– |
0,02 |
0,03 |
0,04 |
– |
2 |
Компактный |
– |
0,03 |
0,03 |
0,06 |
– |
3 |
Компактный |
– |
0,02 |
0,05 |
0,09 |
0,13 |
4 |
Порошковый |
1300 °С, 5 ч |
0,02 |
0,05 |
0,904 |
0,19 |
Для создания конкурентоспособного порошкового элинвара необходимо точное соблюдение состава в каждом микрообъеме в связи с тем, что главная эксплуатационная характеристика сплава − температурный коэффициент частоты (ТКЧ) − весьма чувствительна к содержанию железа и никеля. Вычислим коэффициенты уравнения гомогенизации (73)
по формулам (77), (78) и (79):
α = 0,39 + 0,9 · 0,45 – 0,16 0,045 + |
|
|
+ 0,156 |
1− 0,45 = 0,96, |
(84) |
|
0,45 |
|
Q = 130 + 40 · 0,45 + 1130 0,045 – |
|
|
– 3200 0,45 0,045 = 134, |
(85) |
|
lnβ = 1,85 – 3,6 0,45 + 19,7 0,045 – |
|
|
–186 0,045 0,45 = –2,66. |
(86) |
Отсюда β = 0,07 (с–1), для более мелкого карбонильного
никеля этот коэффициент равен 0,2.
После подстановки значений коэффициентов α, β и Q
в уравнение (83) получена зависимость предельно допустимого радиуса частиц железа от технологических параметров
(рис. 69).
201
ELIB.PSTU.RU
|
|
|
|
|
В промышленных усло- |
|||||
|
|
|
|
|
виях продолжительность спе- |
|||||
|
|
|
|
|
||||||
|
|
|
|
|
кания обычно ограничивают |
|||||
|
|
|
|
|
до 4–5 ч. Повышение темпе- |
|||||
|
|
|
|
|
||||||
|
|
|
|
|
ратуры больше 1300 °С при- |
|||||
|
|
|
|
|
водит к оплавлению образ- |
|||||
|
|
|
|
|
||||||
|
|
|
|
|
цов, поэтому приемлемы ис- |
|||||
|
|
|
|
|
ходя из рис. 69 температура |
|||||
|
|
|
|
|
1250–1300 °С |
и |
продолжи- |
|||
|
|
|
|
|
||||||
|
|
|
|
|
тельность 4–5 ч. |
|
|
|||
|
|
|
|
|
В |
таких |
условиях |
для |
||
Рис. 69. Зависимость предельно |
||||||||||
получения гомогенного |
ма- |
|||||||||
допустимого |
радиуса |
частиц |
от |
териала |
радиус |
частиц |
по- |
|||
параметров |
гомогенизации |
для |
рошка |
должен |
составлять |
|||||
достижения |
коэффициента |
ва- |
||||||||
риации концентрации |
V = 0,02. |
примерно 6 мкм. |
|
|
||||||
Температура, |
°С: 1 – |
1300; |
2 – |
Контрольные образцы |
||||||
1200; 3 – 1100; 4 – 900 |
|
|
изготовлены из размолотого |
|||||||
|
|
|
|
|
и просеянного порошкового |
железа, порошков карбонильного никеля, хрома, титаноалюминиевой лигатуры марки ПТ65Ю35 и молибдена.
Средний радиус частиц не превышал 7–8 мкм. Порошки помещали в смеситель со смещенной осью вращения, прессовали при давлении 600–800 МПа и спекали по режиму 1300 °С 5 ч. Неоднородность распределения никеля (V = 0,02)
удовлетворяет требованиям гомогенности материала (см. табл. 40), что обеспечивает высокие и стабильные эксплуатационные характеристики.
Проведенное изучение гомогенизации позволило создать методику прогнозирования концентрационной неоднородности в широких интервалах варьирования содержания компонентов, найти закон и осуществить прогноз распределения легирующих элементов в системе железо – хром – никель – молибден.
202
ELIB.PSTU.RU
7.4. Оптимизация составов и режимов получения порошковых сталей
Традиционные механические свойства материалов весьма существенно отличаются в зависимости от условий испытаний [87], поэтому для порошковых материалов, имеющих повышенный уровень дефектности, использование объективных характеристик конструкционной прочности особенно важно.
7.4.1. Прогнозирование концентрационной неоднородности конструктивной прочности низколегированных сталей
Для создания материалов с заданными характеристиками необходимо установить связи между структурой и свойствами. Ряд количественных закономерностей, связывающих параметры структуры и конструкционную прочность, исследован для низколегированных порошковых сталей
(табл. 41).
Таблица 41 Химический состав порошковых сталей после спекания
Марка |
, |
Содержание элементов, мас. % |
||||
Пористость |
|
|
|
|
||
стали |
% |
|
|
|
|
|
С |
Сr |
Ni |
Мо |
|||
|
|
|||||
ПК50Х2 |
25–27 |
0,35 |
2 |
– |
– |
|
ПК50Х2М |
25–27 |
0,35 |
2 |
– |
0,5 |
|
ПК50Х2Н2 |
15–16 |
0,37 |
2 |
2 |
– |
|
ПК50Н4 |
10–12,5 |
0,37 |
– |
4 |
– |
|
ПК50Н4М |
15–16 |
0,42 |
– |
4 |
0,5 |
На процессы структурообразования и механические
свойства порошковых сталей, полученных из поликомпонентных шихт, существенно влияет уровень пористости
203
ELIB.PSTU.RU
и концентрационной неоднородности распределения леги-
рующих элементов [58, 61, 62, 88, 89, 90–94].
В качестве меры концентрационной неоднородности, как и ранее, использован коэффициент вариации концентрации (V ), а для прогнозирования коэффициента вариации
концентрации уравнение гомогенизации (73) (табл. 42, 43).
Таблица 42
Экспериментальные (числитель) и расчетные (знаменатель) значения концентрационной неоднородности порошковых сталей
Режим |
|
ПК50Н4 |
ПК50Н4М |
ПК50Х2 |
ПК50Х2М |
||||
спекания |
V |
V |
V |
V |
V |
V |
|||
|
|
|
Ni |
Ni |
Mo |
Cr |
Cr |
Mo |
|
1200 |
°С, 0,5 ч |
0,93 |
1,03 |
0,65 |
1,30 |
1,30 |
1,35 |
||
|
|
|
0,77 |
0,85 |
0,55 |
1,13 |
1,02 |
1,04 |
|
1200 |
°С, 1 |
ч |
0,55 |
0,53 |
0,52 |
0,90 |
0,73 |
0,79 |
|
0,67 |
0,74 |
0,50 |
0,99 |
0,37 |
0,94 |
||||
|
|
|
|||||||
1200 |
°С, 2 |
ч |
0,50 |
0,52 |
0,50 |
0,70 |
0,53 |
0,70 |
|
0,52 |
0,57 |
0,48 |
0,78 |
0,62 |
0,79 |
||||
|
|
|
|||||||
1200 |
°С, 4 |
ч |
0,32 |
0,37 |
0,35 |
0,50 |
0,35 |
0,56 |
|
0,31 |
0,34 |
0,35 |
0,47 |
0,32 |
0,52 |
||||
|
|
|
|||||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Таблица 43 |
|
|
|
Коэффициенты уравнения гомогенизации |
|||||
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Марка |
|
Легирующий |
a |
ln (c2 3 β), |
Q, |
|
|
стали |
|
элемент |
–1 |
кДж/(моль·К) |
|
|
|
|
|
|
||||
|
|
|
|
|
c |
|
|
|
ПК50Н4 |
никель |
0,87 |
–5,17 |
41,45 |
|
|
|
ПК50Н4М |
никель/молибден |
0,97/0,6 |
–4,20/–5,89 |
63,23/50,61 |
|
|
|
ПК50Х2 |
хром |
1,27 |
–5,30 |
52,46 |
|
|
|
ПК50Х2М |
хром/молибден |
1,21/1,19 |
–6,38/–7,93 |
35,35/32,35 |
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
204
ELIB.PSTU.RU
Металлографическими исследованиями установлено, что структура сталей – феррит и продукты эвтектоидного превращения. Количество мартенсита не превышало 5 %, а доля остаточного аустенита – 2 % (рис. 70). Микротвердость феррита во всех материалах составляла 120–160 НV, перлита – 240–250 НV. В сталях ПК50Х2 и ПК50Х2М вокруг карбидов расположены участки сорбита с микротвердостью до 300 НV.
аб
вг
д
Рис. 70. Микроструктура порошковых сталей:
а – ПК50Х2; б – ПК50Х2М; в – ПК50Х2Н2; г – ПК50Н4, д – ПК50Н4М; ×200
205
ELIB.PSTU.RU
Микротвердость высоколегированных зон (наиболее светлые участки) достигала 320 НV.
Прочностные свойства сталей, имеющих феррито-пер- литную и феррито-мартенситную структуру, подчиняются закону смешения [103]:
σВ = σП VП +σф Vф, |
(87) |
где σП,σф и VП,Vф – пределы прочности и объемные доли
перлита и феррита соответственно, что позволяет прогнозировать их прочность.
Структурный состав порошковой стали определяет не только химический состав и технологические параметры, но и уровень пористости и концентрационной неоднородности. Следовательно, при заданной пористости, вычислив на основании уравнения гомогенизации концентрационную неоднородность, представляется возможным предсказывать прочностные характеристики. Однако сведения о проверке правила аддитивности в литературе отсутствуют.
Прочность σВ пористого феррита сталей пористостью
20–25 % составляет примерно 100 МПа, а при П = 10…15 % – примерно 200 МПа. Порошковые стали со структурой сорбит, сорбит-троостит имеют σВ = 450 МПа при пористости
20–25 % и σВ = 650 МПа при пористости 10–15 % без учета
упрочнения твердого раствора растворением легирующих элементов.
Предел прочности стали ПК50Х2 (П = 10…15 %), термообработанной на структуру сорбит-троостит, достигает 650 МПа [87, 94]; легирование 2 % никеля повышает σВ на
40–50 МПа, а 4 % никеля увеличивает этот вклад примерно еще вдвое [95]. При вычислении временного сопротивления (табл. 44) упрочнение твердого раствора за счет растворения легирующих элементов рассматривали в качестве дополнительного слагаемого [96].
206
ELIB.PSTU.RU
|
|
|
|
Таблица 44 |
Прочность низколегированных порошковых сталей |
||||
|
|
|
|
|
Марка стали |
Объемная доля фер- |
σР |
, МПа |
σВ, МПа |
|
рита, % |
В |
|
|
ПК50Х2 |
70 |
|
205 |
190 |
ПК50Х2М |
80 |
|
170 |
180 |
ПК50Н2Х2 |
70 |
|
335 |
330 |
ПК50Н4 |
55 |
|
515 |
510 |
ПК50Н4М |
35 |
|
615 |
610 |
Аддитивность объясняет связь между концентрационной неоднородностью и механическими свойствами. По мере уменьшения неоднородности V механические свойства растут (рис. 71–74), корреляция между ними связана как с упрочнением твердого раствора – феррита – растворяющимися в нем легирующими элементами, так и с увеличением количества более прочных структур, составляющих стали, за счет
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Рис. 71. Механические свой- |
Рис. 72. Механические свойст- |
|||||
ства низколегированной |
стали |
ва низколегированной |
стали |
|||
ПК50Х2: 1 – расчетные значения |
ПК50Х2М: 1 – расчетные значе- |
|||||
вязкости разрушения; 2 – экспе- |
ния вязкости разрушения; 2 – |
|||||
риментально определенные зна- |
экспериментально определенные |
|||||
чения механических |
свойств |
значения механических свойств |
207
ELIB.PSTU.RU
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
|
Рис. 73. Механические свойст- |
Рис. 74. Механические свойст- |
|||
ва |
низколегированной стали |
ва низколегированной стали |
||
ПК50Н4: 1 – расчетные значе- |
ПК50Н4М: 1 – расчетные зна- |
|||
ния |
вязкости разрушения; |
чения вязкости разрушения; |
||
2 – экспериментально опреде- |
2 – экспериментально опреде- |
|||
ленные значения механических |
ленные значения механических |
|||
|
|
свойств |
свойств |
изменения положения критических точек и смещения диаграммы превращения переохлажденного аустенита.
На ранних стадиях спекания основной рост механических свойств связан с увеличением доли транскристаллитного разрушения, а так как формирование межчастичных контактов контролируется диффузионными процессами, то возникает корреляция между коэффициентом вариации концентрации и механическими свойствами.
Из сопоставления рис. 71–74 и табл. 44 видно, что правило аддитивности выполняется лишь для относительно гомогенных порошковых сталей. Связано это со значительным отличием химического состава микрообъемов и большой долей межзеренного разрушения по поверхности исходных частиц порошковых сталей, полученных после непродолжительных режимов спекания. Повышение σВ и σ0,2 может
208
ELIB.PSTU.RU
приводить к росту вязкости разрушения, оставлять ее без изменения или в большинстве случаев понижать [97]. Имеющиеся в литературе результаты определения K1с низколеги-
рованных порошковых сталей указывают на рост прочностных характеристик и вязкости разрушения при понижении пористости. В данной работе для ряда сталей пористостью от 10 до 27 % установлена аналогичная тенденция и при понижении концентрационной неоднородности (см. рис. 71–74). Пунктирная линия на этих рисунках показывает вычисленные значения вязкости разрушения.
Совпадение тенденций изменения зависимости вязкости разрушения и механических свойств от пористости для образцов из порошков технического железа марки ПЖ4М2 и карбонильного железа марки ОсЧ 6-2, а также корреляция между вязкостью разрушения и механическими свойствами в обсуждаемом интервале варьирования пористости, дают основание использовать зависимости, полученные при изучении разрушения железа, применительно к порошковым сталям.
Влияние пор на распространение фронта трещины в порошковых сталях представляется неоднозначным. С одной стороны, поры снижают энергоемкость процесса разрушения, а с другой – тормозят движение фронта трещины за счет его затупления и последующего изгиба.
Всвязи с тем, что вклад второго члена в выражениях
(64)и (66) относительно невелик, преобразуем зависимость
(66)следующим образом:
K |
= K 0 |
(П) +α R−1, |
(88) |
|
1с |
|
1с |
|
|
где α – коэффициент; |
R |
– половина расстояния |
между |
|
порами. |
|
|
|
|
Для вычисления |
K 0 |
воспользуемся выражением (67), |
||
|
1с |
|
|
|
хорошо проверенным для ряда материалов [78, 90, 91], в том
209
ELIB.PSTU.RU
числе низколегированных сталей. Невысокое содержание легирующих элементов слабо сказывается на V и E, поэтому формулы (69) и (70) использованы для расчета модуля Юнга
икоэффициента Пуассона. При вычислении размеров пор
ирасстояний между ними полагали выполнение зависимости Козени [39]:
d |
П |
= 2/3 |
|
|
П |
d |
Ч |
, |
(89) |
|
1 |
−П |
|||||||||
|
|
|
|
|
где dП – диаметр поры; dЧ – диаметр частицы.
Обработка экспериментальных данных по методу наи-
меньших квадратов |
позволила найти коэффициенты α = |
= 5 · 10–6 МН/м1/2 и |
l = 0,0009 м1/2, постоянная l отлича- |
лась от аналогичной, вычисленной для традиционных сталей,
на 10 %.
Таким образом, подтверждена возможность прогнозирования концентрационной неоднородности распределения легирующих элементов в сталях по разработанной методике с использованием уравнения гомогенизации, показан аддитивный вклад феррита и перлита в предел прочности порошковых сталей пористостью 10–27 %, предложена зависимость для расчета их трещиностойкости.
7.4.2.Выбор интервалов варьирования состава
ирежимов спекания
Выше показано, что высокие механические свойства имеют стали, легированные одновременно никелем, хромом и молибденом и содержащие 0,3–0,5 % углерода. При этом из экономической целесообразности содержание никеля и молибдена стремились минимизировать. Как следует из работы [89], в среднеуглеродистых пористых сталях, легированных хромом, никелем и молибденом, увеличение качества никеля от 1 до 3 % не приводит к росту прочности и способ-
210
ELIB.PSTU.RU