книги / Материаловедение и технологии современных и перспективных материалов

Гомогенность распределения никеля в сталях при спекании, определяемая по коэффициенту вариации концентрации (КВК) никеля, зависела от температуры спекания и концентрации никеля: чем выше была температура и чем больше было никеля в стали, тем однороднее формировался твердый раствор (рис. 6.4).

Рис. 6.4. Коэффициент вариации концентрации никеля VNi в спеченных при 900, 950, 1000 °С порошковых сталях

Степень устойчивости аустенита оценивали экспериментально по диаграммам изотермического распада аустенита. Анализ С-образ- ных кривых показал, что увеличение содержания никеля и температуры спекания приводит к повышению устойчивости аустенита: С-образные кривые смещаются вправо, в сторону увеличения продолжительности распада.

Установлено, что негомогенность твердого раствора системы железо-никель оказывает значительное влияние на кинетику распада переохлажденного аустенита – устойчивость аустенита более гомогенных растворов в данных сталях (спеченных при 1000 °С) высока даже при наличии пористости и карбидов.

241

Особенности структуры исследованных порошковых никелевых сталей, выявленные при изучении гомогенизации стали, оказали существенное влияние на свойства этих сталей. При испытаниях на трение γ-фаза (аустенит) превращалась в α′-фазу (мартенсит деформации) (рис. 6.5). Видно по площади под пиком, что в результате трения количество аустенита уменьшается, а мартенсита трения (α′-фаза) увеличивается (рис. 6.6).

а

б

в

г

Рис. 6.5. Дифрактограммы порошковых сталей: а – с исходной поверхности ПК10Н12; б – с исходной поверхности ПК10Н15; в – с поверхности ПК10Н12 после трения по стали 45; г – с поверхности ПК10Н15 после трения по стали 45. Левый пик – γ-фаза, правый пик – α′-фаза

242

Рис. 6.6. Объем фазового превращения ∆γ при трении в сталях с различным содержанием никеля, спеченных при различных температурах (°С)

Появление после трения более твердой фазы – мартенсита – обнаружено и микроиндентированием образца (рис. 6.7 и 6.8).

Поверхность трения

Рис. 6.7. Отпечатки индентора микротвердомера в зоне образования мар-

тенсита ПК10Н15TiC8. ×320

243

Ni, %

Рис. 6.9. Твердость сталей с различным содержанием никеля, спрессованных при давлении 400–600 МПа и спеченных при температурах 900–1000 °С

244

Незначительный объем фазового превращения и пониженные значения твердости зафиксированы при содержании никеля 6–9 % и 18 %. В первом случае обсуждаемое явление обусловлено низким содержанием аустенита в исходной структуре, а во втором – более высокой стабильностью аустенита. Объем фазовых превращений (∆V γ-Fe) в стали с 12 % Ni составил 10 %, а в стали c 15 % Ni – 20 % (при температуре спекания 950 °С). Увеличение объема γ-α′-превра- щений в стали, содержащей 15 % никеля, может быть связано с формированием большего количества метастабильного аустенита в исходной структуре. Ширина зоны фазовых превращений s, определенная по микротвердости в зоне трения, также подтверждает, что больший объем превращений произошел в стали c 15 % Ni – s = = 300 мкм, в стали c 12 % Ni s = 100 мкм.

Исследованы структура и свойства концентрационно-неодно- родной механически легированной системы железо–никель. В сталях Fe + 12 % Ni с уровнем КВК никеля 14–20 % обнаружен эффект фазового превращения при разрушении. Зависимости КВК никеля в сталях имели немонотонный характер (рис. 6.10). Степень неодно-

Рис. 6.10. Зависимость КВК и свойств от времени механического легирования в спеченных сталях Fe + 12 % Ni

245

родности распределения никеля обеспечивала нестабильное состояние аустенита и фазовое превращение. Уровень физико-механиче- ских свойств коррелировал со значениями КВК никеля. Функциональная модель влияния концентрационной неоднородности распределения никеля на свойства сталей показывает, что максимальный уровень физико-механических свойств достигается при V = = 14…20 % (рис. 6.11).

Рис. 6.11. Зависимость свойств от уровня неоднородности распределения никеля для МЛ сталей с 6 % (○) и 12 % (□)никеля

Увеличение параметра трещиностойкости метастабиль-

ных сталей. При исследовании никелевых концентрационно-неод- нородных сталей с метастабильным аустенитом установлено, что существуют немонотонные зависимости механических свойств от концентрационной неоднородности, которые согласуются между собой.

Вклад аустенитно-мартенситного превращения, происходящего при испытании, в увеличение параметра трещиностойкости КIc можно оценить, исходя из предположения о том, что дополнительная

246

энергия δГ, расходуемая на разрушение образцов с метастабильным аустенитом, определяется энергией фазового превращения и его объемной долей f:

δГ = (GIc – G0)dS = WпpfdV,

где GIс и G0 – интенсивность высвобождающейся энергии при фазовом превращении и без него; Wпp – удельная энергия фазового превращения; f – объемная доля фазового превращения.

Связь между трещиностойкостью КIc и интенсивностью высвобождения энергии известна:

GIc = КE2Ic (1−v2 ),

где Ε – модель Юнга; ν – коэффициент Пуассона. В связи с этим параметр трещиностойкости КIc стали, в которой происходит распад аустенита при испытании, вычислен по его значению для этой же стали без фазовых превращений

КIc = (К′Ic )2 +W1пр−fEhv2 ,

где К′Ic – значение КIc без фазовых превращений; h – толщина слоя,

в котором происходят фазовые превращения; определяется металлографически на боковой поверхности шлифа и находится экспериментально. Таким образом, повышенная вязкость разрушения сталей связана с дополнительными энергетическими затратами на фазовые превращения.

На основе механически легированных сталей создан алмазосодержащий инструмент для резки природного камня. Известное направление повышения служебных характеристик алмазного инструмента – создание термодинамически неравновесной структуры (путем сверхскоростной закалки или использования дисперсных порошков). Неравновесность структуры может быть реализована также при формировании в связке метастабильных фаз, которые при фазовом превращении способствуют упрочнению связки и закрепле-

247

нию алмазных зерен, что улучшает эксплуатационные свойства алмазного инструмента. Поверхностные рабочие слои деталей из метастабильных материалов изменяют свой фазовый состав и свойства в процессе самого рабочего нагружения, значительно упрочняясь за счет образования мартенсита деформации. Деформационное упрочнение аустенита обусловлено процессами, приводящими к повышению общей плотности дислокаций, изменению характера их распределения, а также образованием мартенсита деформации (фазы с более высокой твердостью) и созданием в зернах аустенита прочного каркаса из пластин мартенсита, препятствующих сдвиговым процессам в аустените.

Разработанные стали обладают высоким запасом вязкости и достаточным уровнем прочности, кроме того, повышенной активностью по отношению к спеканию. Алмазный инструмент (АИ) был изготовлен из металлической матрицы (порошки железа и никеля в количестве 6–18 %), наполнителя (порошок карбида титана в количестве 8 %) и порошка синтетических алмазов в количестве 12,5 об. %.

меньшее значение коэффициента шлифования у инструмента на основе сталей с 6 и 18 % Ni. Это объясняется их низкой твердостью при отсутствии фазового превращения: в связке 6 % Ni из-за отсутствия метастабильного аустенита, а в связках с 18–21 % никеля из-за высокой стабильности аустенита. О степени стабильности аустенита судили по диаграммам распада аустенита, концентрационной неоднородности, пористости сталей. Улучшение свойств обусловлено расходом части энергии разрушения на деформационное превращение остаточного аустенита в мартенсит при нагружении. Превращение аустенит–мартенсит происходит с увеличением объема материала, что способствует дополнительному закреплению зерен в связке и улучшению режущих свойств. Особенностью структурного состояния АИ было то, что фазовые превращения носили циклический характер во времени, вызванный условиями работы при трении (на- грев–охлаждение).

Исследовали влияние различных производственных факторов на производительность алмазного инструмента и расход алмазов в нем на операции грубой шлифовки (обдирки). Варьировали расход воды (л/мин), давление прижима (кгс/см2) и прочность обрабатываемой поверхности (породу камня) (табл. 6.1).

Таблица 6.1 Свойства пород, по которым проводили шлифовку

Испытаны 3 состава, отличающиеся содержанием никеля (табл. 6.2). По данным рис. 6.13 видно, что при содержании Ni в связке 12 % наблюдали самый низкий расход алмазов: при испытатель-

249

ных нагрузках метастабильный аустенит распадался с образованием мартенсита, и чем больше было изменение ∆γ, тем тверже была связка, были выше производительность и ниже расход алмазов.

Таблица 6.2

Фазовый состав и свойства связок АИ

Зависимость коэффициента шлифования АИ на стальной связке от содержания никеля в сталях, спеченных при 1000 °С, имеет вид

Кшл = ∆mк/∆mАИ,

где ∆mк – масса сошлифованного камня; ∆mАИ – масса износа инструмента.

Рис. 6.13. Зависимость расхода алмазов от содержания Ni в связке (1 – Мансуровски, 2 – Габбро, 3 – Джиль-тау, 4 – Цветок Украины)

250