Влияние режимов закалки и отпуска на структуру и свойства горячедеформированных порошковых сталей с ультрадисперсными частицами

Введение

Повышения свойств порошковых сталей можно добиться путем усложнения их состава, а также применением термической и химико-термической обработки. Однако такие способы повышения свойств этих сталей имеют ряд особенностей, обусловленных, прежде всего, остаточной пористостью, а также химической и структурной неоднородностью [1].

Влияние структуры порошковых сталей на термодинамику образования зародышей новой фазы и кинетику превращения можно регулировать технологией изготовления изделий. Формирование горячедеформированных порошковых сталей (ГДПС) с минимальной остаточной пористостью приближает их критические точки к соответствующим критическим точкам компактных материалов. Температура нагрева под закалку порошковых сталей определяется в первую очередь положением критических точек А_с1 (температурой начала превращения аустенита в перлит (или другую фазу) при охлаждении, а также начала превращения аустенита в феррит при нагревании) и А_с3 (температурой, при которой начинается превращение феррита в аустенит при нагревании – важный процесс для получения необходимых свойств стали) и содержанием в них углерода. ГДПС являются наследственно мелкозернистыми. Легирование некарбидообразующими элементами не влияет на склонность зерен аустенита к росту в пределах температуры нагрева до 1100 °С. Данное обстоятельство позволяет расширить температурный интервал нагрева под закалку; для ГДПС с содержанием углерода 0,5 % он составляет 825–845 °С [2–5].

Целью настоящей работы является исследование режимов закалки и отпуска с определением оптимальных механических свойств горячедеформированных порошковых сталей, содержащих ультрадисперсные частицы.

Материалы и методы исследований

В работе использовали отечественные порошки марок ПЖРВ 2.200.26 (ТУ 14–1–5365–98, порошок железный, распыленный водой, восстановленный) и Н4Д2М (ТУ 14–5402–2002, порошок легированный) производства ПАО «Северсталь» (г. Череповец) [4; 5]. В шихту добавляли ультрадисперсные добавки нитрида кремния (Si₃N₄) и оксида никеля (NiO) производства компании «Плазмотерм» (г. Москва) [6].

Перед применением порошки проходили контроль на универсальном лазерном приборе измерения размера частиц «Analysette 22 MicroTecplus» (Fritsch, Германия) и анализаторе субмикронных частиц от компании «Beckman Coulter AU480» (США). Для приготовления шихты использовали двухконусный смеситель марки RT-NM05S (Тайвань) и ультразвуковую станцию для просеивания и смешивания порошков с ультрадисперсными частицами «Assonic SPC» (Китай). Статическое холодное прессование проводили на гидравлическом прессе модели TS0500-6 (Китай) с максимальным усилием в 50 т в лабораторных пресс-формах. Гомогенизирующее спекание осуществляли в лаборатории термической обработки кафедры «Материаловедение и технологии металлов» ДГТУ в муфельной электропечи модели SNOL 6,7/1300 (AB «UMEGA», Литва) в диапазоне температур 900–1150 °С в среде защитного газа – диссоциированного аммиака. Время спекания составляло 15–180 мин. В таких же печах производили и последующую термическую обработку горячедеформированных порошковых сталей.

Динамическое горячее прессование (ДГП) заготовок осуществляли на кривошипном прессе простого действия модели К2232 (Россия). Перед операцией ДГП порошковые заготовки нагревали в муфельной электрической печи сопротивления (t = 950÷1150 °С) в среде диссоциированного аммиака; температуру в печи контролировали платинопалладиевой термопарой [7].

Испытания на растяжение проводили в соответствии с ГОСТ 18227–85 с использованием сервогидравлической напольной разрывной машины МГС-В15 в автоматическом режиме с помощью персонального компьютера. На рис. 1 представлен чертеж образца, подвергнутого испытаниям.

Твердость образцов измеряли на твердомере Роквелла ТК-2М (Точмашприбор, г. Иваново) с помощью индентирования алмазным конусом при общей нагрузке 1471 Н.

Закалке с последующим отпуском подвергались образцы ПЖРВ 2.200.26 + 0,5 % С и Н4Д2М + 0,5 % С после горячей допрессовки при t = 1150 °С с добавлением в каждый материал ультрадисперсных частиц (2 % NiO, 0,1 % Si₃N₄). Охлаждение проводили в воде и в масле. Скорость охлаждения составляла при температуре минимальной устойчивости аустенита соответственно 600÷500 °С/с (в воде) и 150÷100 °С/с (в масле). Химический состав исследуемых порошков, характеристики ультрадисперсных частиц, а также технология получения спеченных образцов подробно описаны в работе [2].

Результаты и их обсуждение

Закалка ГДПС дает возможность получить однородную структуру мартенсита с высокой твердостью (HV = 7,5 ГПа). Это объясняется незначительной пористостью и благоприятной структурой, образующейся в процессе горячей штамповки.

На рис. 2 показана микроструктура ГДПС, полученной на основе порошка ПЖРВ 2.200.26 с содержанием 0,5 % С + 2 % NiО. Структура мартенсита четко выделяется, также присутствуют малочисленные поры с размерами до 3 мкм. Данная структура закаленной стали не содержит феррита и остаточного аустенита, что позволяет заключить о корректном проведении закалки [8; 9]. Твердость закаленных ГДПС при температуре закалки 835 °С представлена в табл. 1.

Модифицирование сталей нитридом кремния повышает твердость после закалки. Окончательное формирование структуры и свойств ГДПС происходит при отпуске. Влияние температуры отпуска на механические свойства ГДПС представлено в табл. 2.

Для всех исследуемых материалов наблюдается похожий характер изменения свойств: с повышением температуры отпуска предел прочности (σ_в) и твердость (HRC) сталей снижаются, а показатель пластичности (ψ) увеличивается, достигая максимальных значений при t = 550 °С. При этой температуре весь комплекс механических свойств выше, чем у исходных и отожженных сталей [7–9].

Микроструктуры закаленной и отпущенной ГДПС Н4Д2М + 0,5 % С + 2 % NiO показаны на рис. 3.

Таким образом, в результате закалки и отпуска можно получить заданную структуру ГДПС [9–11]. Уровень механических свойств ГДПС зависит от качества межчастичного сращивания, которое сформировалось на стадии спекания и горячей допрессовки. В случае его незавершенности повысить механические свойства упрочняющей термической обработкой не удается [11; 12].

Для контроля химического состава полученных после термической обработки (закалка и отпуск) порошковых сталей был проведен микрорентгеноспектральных анализ на сканирующем электронном микроскопе S-3400N (Hitachi, Япония) [12; 13] – его результаты представлены на рис. 4.

Наличие всех легирующих элементов, находящихся в порошковой стали после термической обработки, определили рентгеноспектральным анализом [7; 10; 12].

Фрактографическое исследование изломов на сканирующем электронном микроскопе S-3400N позволило выявить особенности разрушения ГДПС после проведения термической обработки (закалка и отпуск). Изломы образцов закаленных и отпущенных ГДПС представлены на рис. 5.

Анализ фрактограмм показал, что преобладающими элементами поверхностей разрушения ГДПС, отпущенных при t = 250 °С, являются интеркристаллитный и транскристаллитный сколы, расположенные на различных уровнях и отличающиеся размером областей развития трещины [14–16]. На рис. 5, а, в отчетливо выделяются ступеньки на крупных элементах скола, придающие структуре вид ручьистых узоров, что является морфологическим признаком интеркристаллитного разрушения. На более мелких фасетках наблюдается гладкая поверхность, образованная в результате распространения трещины вдоль кристаллографической плоскости. Такой вид поверхности излома характерен для транскристаллитного скола [17–20]. Наличие несплошностей в областях как интеркристаллитного, так и транскристаллитного сколов не позволяет однозначно определить предпочтительную область зарождения трещины. Это обстоятельство косвенно свидетельствует о соответствии сил межатомного взаимодействия внутри зерна и на межзеренной поверхности, что может являться признаком достижения внутрикристаллитного сращивания при формировании ГДПС [2; 12].

Заключение

Было рассмотрено влияние режимов закалки и отпуска на структуру и свойства ГДПС с ультрадисперсными частицами. Максимальная твердость при температуре закалки 835 °С наблюдается у сталей составов ПЖРВ 2.200.26 + 0,5 % C + 0,1 % Si₃N₄ (HRC = 54) и Н4Д2М + 0,5 % C + 0,1 % Si₃N₄ (HRC = 55). Модифицирование сталей нитридом кремния повышает твердость после закалки. Для сталей указанных составов отмечены и максимальные значения предела прочности при температуре отпуска 250 °С: σ_в = 1230 МПа (ПЖРВ 2.200.26 + 0,5 % C + 0,1 % Si₃N₄) и σ_в = 1450 МПа (Н4Д2М + 0,5 % C + 0,1 % Si₃N₄). При температуре отпуска 550 °С у этих сталей наблюдаются максимальные показатели пластичности: ψ = 35 % (ПЖРВ 2.200.26 + + 0,5 % C + 0,1 % Si₃N₄) и ψ = 34 % (Н4Д2М + 0,5 % C + 0,1 % Si₃N₄). Добавление 0,1 % Si₃N₄ способствует росту предела прочности при температуре отпуска 250 °С – на 50 МПа для стали ПЖРВ 2.200.26 + 0,5 % С и на 30 МПа для стали Н4Д2М + 0,5 % С. При введении в состав обоих материалов ультрадисперсной добавки 2 % NiO незначительно повышаются прочностные показатели (до 10–15 МПа).

Для ГДПС, отпущенных при температуре 550 °С, на поверхности разрушения преобладающим элементом является чашечный излом, представляющий собой совокупность отдельных ямок, диаметр которых колеблется в диапазоне 8–20 мкм. Четкое разрешение глубины ямок и высоты перемычек свидетельствует о высокой способности материала к микропластической деформации в очаге распространения трещины [19; 20].

Таким образом, можно заключить, что упрочняющая термическая обработка является ключевым инструментом для изменения механических свойств горячедеформированных порошковых сталей. В процессе термообработки, за счет регулирования температурных режимов закалки и отпуска, можно достичь улучшения прочности, пластичности и твердости материала. Управление уровнем механических свойств порошковых сталей возможно при условии окончательного формирования внутрикристаллитного сращивания частиц. Этот процесс способствует оптимизации микроструктуры, что, в свою очередь, позволяет значительно повысить эксплуатационные характеристики конечного изделия. Эффективное сочетание термической обработки и контроля процессов сращивания представляется перспективным направлением для повышения качества и функциональности порошковых сталей. Это открывает новые возможности для создания материалов с требуемыми свойствами, что имеет важное значение в современном машиностроении и других высокотехнологичных областях [10; 12].