Особенности образования аустенита и процесса аустенитизации в порошковых сталях

Особенности образования  аустенита и процесса аустенитизации в порошковых сталях.

 Задачей первого этапа  при любой термической обработке  является получение в стали  аустенита с равновесным концентрационным составом, так как его состояние определяет кинетику процессов при охлаждении, а также формирование структуры и свойств термически обработанных деталей. На рис. 1 приведена диаграмма аустенитизации углеродистых сталей с 0,8% углерода, построенная на основе данных, которые получены при термическом и дилатометрическом анализах, и данных (для стали У8А).

Анализ диаграммы аустенитизации, данных зависимостей критических точек от скорости нагрева, дисперсности частиц порошков и пористости показывает, что эти факторы имеют влияние на кинетику процессов перлитного превращения и аустенитизации, установленных для беспористых сталей. При прочих постоянных условиях при непрерывном нагревании они понижают температуры фазовых превращений, а в изотермических условиях превращения при повышении пористости увеличивают время аустенитизации.

Установленное влияние этих факторов может быть объяснено с  позиций общих представлений  о природе и механизме процесса аустенитизации, а также исходя из особенностей структурного и термодинамического состояния порошковых сталей.

Согласно существующим представлениям, при превращении перлита в  аустенит зародыши аустенита прежде всего возникают в местах сегрегации углерода, на границах раздела феррита и цементита, границах зерен, а также элементов субструктур, насыщенных всевозможными дефектами, и в других местах, где облегчена возможность образования зародыша и меньше на это затрачивается работы.

Число образовавшихся зародышей  и скорость их роста определяют скорость превращения и кинетику роста зерна аустенита, в результате чего одним из решающих факторов перлитоаустенитного превращения является непрерывная диффузия углерода от цементита к растущей кромке γ-фазы.

На кинетику превращения  перлита в аустенит большое влияние оказывает температура перегрева над равновесной точкой А₁, которая в случае беспористой стали в основном зависит от скорости нагрева. Это объясняется тем, что с повышением температуры перенагрева вероятность зарождения и роста аустенитного зерна увеличивается, вследствие возрастания коэффициента диффузии углерода и резкого возрастания его концентрации по сечению зародыша, являющейся движущей силой диффузии углерода.

Хотя тепловой и диффузионный факторы являются определяющими при перлитоаустенитном превращении, однако в связи с тем, что процесс фазового превращения связан при нагреве с непрерывной подачей тепловой энергии, определяющими факторами превращения перлита в аустенит, будут условия нагрева, способ и темп подачи тепла в объем металла, в котором происходит превращение.

В порошковых пористых сталях образование устойчивого зародыша аустенита также происходит при температурах, близких к равновесной точке А₁, однако их зарождение и рост обусловливаются не только кинетическими закономерностями, присущими кованым сталям, но и особенностями структурного строения порошковых сталей.

Повышенная дефектность  порошковых сталей, большая флюктуация по углероду, наличие свободных поверхностей пор изменяют термодинамическое состояние порошковых сталей, повышают их свободную энергию и понижают работу образования зародышей новой фазы, в результате чего даже незначительное приращение тепловой-мощности при перенагреве над точкой А₁ может вызвать образование зародышей аустенита. В то же время сохранение в порошковых сталях межчастичных границ при большой химической неоднородности структуры обусловливает, например, в стали с 0,8% С присутствие избыточных фаз феррита и цементита, что затрудняет перераспределение углерода, затормаживает (растягивает) процесс перлитоаустенитного превращения как по времени, так и по температурному интервалу, в результате чего изолированные исходными межчастичными границами включения избыточных фаз феррита и цементита сохраняются до более высоких температур.

Одной из причин понижения  температуры начала превращения  t_н в порошковых сталях можно считать повышенную дефектность их структуры, пониженную энергию активации атомов на поверхности пор, большую химическую неоднородность, что увеличивает свободную энергию порошковых сталей, создает условия возрастания центров возникновения зародышей аустенита на дефектных местах структуры, уменьшает работу их образования.

Другой причиной понижения  температуры превращения является неоднородность структуры порошковых сталей по величине зерна. В связи с тем, что из-за сохранения исходных межчастичных границ рост зерен при спекании может ограничиваться размерами исходных частиц, в порошковых сталях наряду с крупными зернами присутствуют мелкие, на границах которых из-за небольшого расстояния перемещения атомов углерода быстро достигается критическая концентрация углерода, что интенсифицирует перлитоаустенитное превращение.

Следовательно, в порошковых сталях возрастает роль воздействия структуно-кинетического фактора как на температуру начала перлитоаустенитного превращения, так и на процесс аустенитизации, под действием которого температура начала t_н превращения понижается, а температура конца превращения t_к повышается.

Влияние легирующих элементов  на фазовые превращения проявляется в их воздействии на карбидную фазу и твердые растворы. Карбидообразующие элементы повышают устойчивость карбидов и затрудняют аустенитизацию, большинство из них повышают критические точки Ас₁ и Ас₃. Некарбидообразующие элементы ускоряют образование аустенита, понижают критические точки.

Рост зерна  аустенита при нагреве порошковых сталей.

Структура металлов и сплавов имеет зернистое (полиэдрическое) строение. Размер зерен оказывает большое влияние на механические и технологические свойства стали: чем мельче зерно, тем выше прочность, пластичность, ударная вязкость. Стали с крупнозернистой структурой обладают низкими механическими свойствами и особенно низкой ударной вязкостью.

Зерно в стали, полученное в результате горячей обработки (спекания, термической обработки  и т. п.), называется действительным зерном. Размер действительного зерна связан с величиной аустенитного зерна, образованного при  аустенитизации. Чем крупнее зерно аустенита, тем более крупные зерна имеют продукты распада аустенита. В связи с этим различают два вида сталей: наследственно мелкозернистую и наследственно крупнозернистую. Под наследственностью в этом случае понимают склонность аустенитного зерна к росту. Поэтому сталь с наследственно мелкозернистой структурой имеет пониженную склонность к росту зерна аустенита, а наследственно крупнозернистая — повышенную склонность к росту.

Размер зерна аустенита  зависит от температуры нагрева  и времени выдержки при ней, от соотношения скоростей возникновения зародышей и скоростей нагрева и роста зародышей, состава стали и метода ее изготовления. С увеличением степени перенагрева стали над температурой равновесной точки А₁ скорость зарождения зерен аустенита увеличивается.

Кроме температуры и времени  выдержки, на скорость роста зародышей аустенита и миграцию границ большое влияние оказывают концентрация дефектов и атомы примеси, расположенные по границам зерен и частиц, которые тормозят движение границ, уменьшают наличие частиц второй фазы, сокращают поверхность границ, а, следовательно, и поверхностную энергию, являющуюся движущей силой роста зерна.

В зависимости от состава  стали, природы и характера границ, условий нагрева зерна новой  фазы могут достигать аномально  больших размеров, превышающих исходные размеры зерен в сотни раз. Такое укрупнение структуры, называемое огрублением, приводит к получению структуры с пониженными механическими свойствами.

Причинами интенсивного роста  зерна аустенита считают растворение при достижении определенных температур в граничном материале дисперсных частиц, которые до этого являлись препятствием на пути движения границ (граничной диффузии) при собирательной рекристаллизации, обеспечивающей рост зерен аустенита. Причиной роста зерен аустенита может быть также свободная энергия, которая уменьшается с ростом зерен.

Установлено, что любой  вид пластической деформации, термической и другой обработки влияет на кинетику роста зерна аустенита, так как они изменяют форму и распределение дисперсных фаз, препятствующих миграции границ новой фазы.

На склонность к росту  зерна аустенита оказывает влияние  химический состав стали.

Наиболее сильное влияние  на рост зерна аустенита оказывает  углерод, который понижает энергию  активации самодиффузии железа в аустените по сравнению с v-железом. В связи с этим карбидообразующие элементы независимо от их собственного влияния на прочность межатомной связи в решетке γ-железа будут уменьшать склонность к росту зерна аустенита вследствие связывания углерода в карбиды и уменьшения его содержания в твердом растворе. При одновременном легировании стали несколькими элементами их влияние на склонность к росту зерна аустенита изменяется вследствие взаимодействия электронных конфигураций их атомов между собой.

На процесс зарождения центров и склонность к росту  зерна аустенита порошковых сталей оказывают влияние и особенности  их структурного строения. Одним из наиболее значительных факторов являются поры. Поры (по отношению к другим дефектам порошковой стали) оказывают большое тормозящее воздействие на движение границ, которые при встрече с порами как бы «жестко» закрепляются на них. В то же время, если поры мелкие, то движение границ может привести к исчезновению поры. На пути их движения, т. е. к залечиванию поры. Поэтому на кинетику роста зерна аустенита оказывают влияние не вообще поры, а только те, размеры которых не превосходят критические.

В связи с тем, что заданная пористость может быть получена различными методами прессования порошковых изделий, на рост зерна аустенита будут  оказывать влияние как характер и степень деформации частиц в  процессе прессования, так и технология формования изделий.

Следовательно, в одних  и тех же условиях кинетика роста  зерна аустенита порошковых сталей зависит от большого числа факторов. В табл. 1.1 приведены баллы зерна аустенита в зависимости от состава и пористости стали (определение балла зерна проводили по ГОСТ 5639—82*). Из табл. 1.1 следует, что понижение пористости с 28 до 7% приводит к уменьшению балла зерна аустенита с 12 до 8. Наличие в порошковой стали 0,8% С вызывает некоторый рост зерна аустенита (табл. 1.1).

Таблица 1.1. Балл зерна  аустенита порошковых сталей в зависимости  от её пористости и состава

Большое влияние на рост зерна аустенита оказывает технология прессования, определяющая состояние межчастичных границ . В табл. 1.2  приведены данные о величине зерна аустенита спеченного железа на основе порошка ПЖ4М2 в зависимости от пористости и технологии прессования образцов с пористостью 4—5%. Из табл. 1.2 следует, что независимо от технологии прессования пористость и ее увеличение уменьшают склонность к  росту зерна аустенита. Так, образцы с пористостью 24— 26%, изготовленные многократным и однократным прессованием, имеют зерно аустенита в 4—16 раз меньше, чем образцы с 5—7% пор. В то же время в зависимости от вида прессования балл зерна аустенита при одной и той же пористости может существенно различаться. Последнее означает, что пористость не является единственным фактором, оказывающим влияние на формирование структуры при спекании и термической обработке.

Таблица 1.2. Балл зерна  аустенита

Влияние легирующих элементов  на рост зерна аустенита несколько отличается от их влияния в кованых сталях. В связи с тем, что легирующие элементы оказывают влияние на состояние межчастичных границ и способствуют их «рассасыванию», введение легирующих элементов может приводить к росту зерна аустенита, в особенности при высокотемпературном спекании. Так, никель до температур спекания 1100°С способствует измельчению зерна аустенита, при спекании выше 1100°С наблюдается повышение склонности к росту зерен аустенита.

Медь независимо от температуры  способствует росту зерен аустенита, который интенсифицируется с  повышением температуры спекания. Наличие молибдена в порошковой стали до 0,2— 0,25% практически не оказывает влияния на рост зерна аустенита. При увеличении содержания молибдена наблюдается большая разнозернистость аустенита и рост его зерен (см. табл. 1.1).

Комплексное легирование  железа (с 0,12—0,17% С) никелем и медью  не оказывает существенного влияния  на величину зерна аустенита. Введение до 1% молибдена способствует увеличению размера зерен и разнозернистости (см. табл. 1.1).

Исследования совместного  легирования углеродом и легирующими элементами показывают, что при температуре аустенитизации 930 °С зерно аустенита остается мелким. С увеличением времени и температуры аустенитизации в зависимости от пористости зерно аустенита имеет 9—6 баллов (см. табл. 1.1).

Таким образом, порошковые углеродистые стали имеют пониженную склонность к росту зерна аустенита. Введение легирующих элементов способствует некоторому росту зерна аустенита, но величина его зерен при любых температурах значительно меньше зерна аустенита кованых сталей соответствующего химического состава.

Однако этот рост по сравнению  с ростом балла зерна аустенита  кованых сталей незначителен. Влияние  пористости с увеличением содержания углерода в порошковой стали аналогично влиянию пор на балл зерна малоуглеродистой стали.

Введение графита в  порошковую смесь на основе железа способствует росту зерна аустенита, что необходимо связывать не только с общим влиянием углерода на рост зерна аустенита доэвтектоидных и эвтектоидных сталей , но и с тем, что при спекании графит (за счет восстанавливающего действия) способствует увеличению металлического межчастичного контакта, более равномерному прохождению диффузии, межчастичной рекристаллизации; при этом миграция границ новой фазы повышает склонность к росту зерна аустенита.