Influence of processing factors on the structure and properties of carbon steel powder obtained by sintering and hardening of electropulse nanoparticles

Full Text

Порошковые углеродистые конструкционные материалы с высокими механическими свойствами и плотностью находят большое применение в машиностроении. Однако получить такие материалы обычными способами порошковой металлургии не всегда возможно. Метод электроимпульсного спекания позволяет получать порошковые стали с высокими механическими свойствами и плотностью. Электроимпульсное спекание проводили в Научно-исследовательском центре «Конструкционные Керамические Наноматериалы» НИТУ МИСиС на установке искрового плазменного спекания (Spark Plasma Sintering - Labox 650, Sinter Land, Япония). Целью исследований являлось определение оптимальных температур и времени электроимпульсного спекания и состава порошковых смесей, содержащих различное количество наноразмерных добавок, обеспечивающих наилучшее сочетание прочностных и эксплуатационных свойств. В работе для изготовления образцов использовались: - порошок железный марки ПЖР2.200.28; - графит искусственный специальный малозольный ГИСМ ТУ; - порошок нанонитрида кремния; - порошок нано Al2O3; - порошок наноуглеродных волокон. Для получения среднеуглеродистых сталей требуемого состава с наилучшим сочетанием механических и эксплуатационных свойств и определения оптимальных времени и температуры нагрева при проведении электроимпульсного спекания проводили исследования на следующих составах шихт с содержанием наноупрочняющих добавок: 0,1; 0,25; 0,5; 0,75 и 1% и при содержании углерода в шихте равном 0,6 мас.%. Исследования проводились на призматических образцах размером 6х5х50мм и на цилиндрических образцах размером диаметр 10 мм, высота 5 мм. Электроимпульсное спекания проводилось в графитовых пресс-формах в вакууме при давлении, равном 3 т. Шихта перемешивалась в планетарно-центробежной мельнице в течение 5 мин. Определялись следующие механические свойства: твердость по Бринеллю, прочность на изгиб, ударная вязкость. Результаты испытаний представлены в таблице 1. Время нагрева в течение 10 минут при температуре Т=1000 оС обеспечивает растворение углерода в исследуемых образцах, в свободном состоянии остается лишь 0,01 мас%. Газовый (РФА) анализ показал, что образцы исследуемой стали 60П содержат (в %): О2=0,07-0,11; N2=0,003-0,004; Н2=0,0008-0,0012 при остаточной пористости 94%. Содержание кислорода и водорода в порошковой стали выше, чем у компактной стали подобного состава. Газы находятся в порах и неметаллических включениях, которые располагаются по границам зерен, ухудшают механические свойства и особенно ударную вязкость. Результаты исследований влияния температуры электроимпульсного спекания на свойства порошковой стали 60П представлены в таблице 2. Температура спекания 1000оС при времени спекания 10 и 20 мин. обеспечивает высокий уровень механических свойств. Увеличение температуры нагрева до 1100оС приводит к некоторому повышению прочности и твердости. Это происходит за счет ускоренного протекания диффузионных процессов. Дальнейшее увеличение температуры электроимпульсного спекания до 1200 оС при времени 10 мин. может привести к росту зерна, а при времени выдержки 20 мин - к частичному оплавлению торцов образца. Значения твердости имеют значительный разброс, что объясняется различной природой упрочняющих наноразмерных добавок, а также увеличением размера зерна от периферии к центру. Это же сказывается и на значительном разбросе при испытаниях на изгиб. Ударная вязкость снижается с увеличением содержания упрочняющих наноразмерных добавок более чем на 0,5 мас.%. При содержании от 0,1 до 0,5 показатели ударной вязкости заметно изменялись в зависимости от вида упрочняющей нанодобавки. Наиболее низкую ударную вязкость имела сталь при введении нанопорошка Al2O3. Проведенный анализ показал, что основная часть вводимого углерода при Т=1100оС и времени спекания 20 мин. растворяется в аустените и при распаде последнего в процессе охлаждения образуется структура, состоящая из мелкоглобульного перлита и мелкозерного феррита. При изучении микроструктуры образцов с наноуглеродными волокнами «Таунит» было обнаружено, что перлит в этих образцах имеет тонкопластинчатое строение рис 1 в, также были выявлены и участки цементита (рисунок 1б) и отдельные углеродные волокна, находящиеся между пластинами цементита (рисунок 1 а). При проведении изучения микроструктуры с помощью электронной микроскопии было выявлено более тонкое строение перлита. У образцов, содержащих в шихте наночастицы Si3N4, это можно объяснить тем, что наночастицы нитрида кремния являются центрами зародышеобразования, при этом они имеют гораздо меньшие размеры самих частиц, чем углеродные нановолокна «Таунит». Таблица 1 Механические свойства порошковой стали, содержащей различные упрочняющие добавки от времени электроимпульсного спекания при Т=1000оС. Упрочняющая добавка Количество упрочняющей добавки, мас.%. Время нагрева, мин. σи, МПа Ударная вязкость, Дж/см2 Твердость, НВ Si3N4 0,1 5 210 180 220 10 260 280 260 20 245 260 240 0,25 5 255 260 240 10 350 330 270 20 280 310 250 0,5 5 240 250 235 10 310 320 250 20 290 300 240 0,75 5 235 220 210 10 305 310 230 20 285 290 220 1,00 5 220 190 200 10 300 280 220 20 270 260 210 углеродные нановолокна 0,1 5 200 170 200 10 245 270 250 20 225 250 230 0,25 5 245 250 230 10 320 310 260 20 270 280 240 0,5 5 240 230 225 10 260 300 250 20 250 270 240 0,75 5 225 190 210 10 265 280 230 20 245 260 220 1,00 5 215 170 190 10 250 270 210 20 220 230 200 Al2O3 0,1 5 184 150 190 10 225 260 230 20 210 240 210 0,25 5 225 180 220 10 275 310 250 20 250 280 230 0,5 5 210 170 215 10 260 300 240 20 230 270 230 0,75 5 215 160 200 10 265 280 220 20 225 250 210 1,00 5 205 160 190 10 260 260 220 20 220 240 200 Таблица 2 Механические свойства порошковой стали, содержащей различные упрочняющие добавки, в зависимости от температуры электроимпульсного спекания при времени спекания 10 мин. Упрочняющая добавка Количество упрочняющей наноразмерной добавки, мас.%. Температура, оС σи, МПа Ударная вязкость Твердость, НВ Si3N4 0,1 900 735 150 210 1000 260 280 260 1100 255 285 270 0,25 900 300 290 220 1000 350 330 270 1100 355 330 270 0,5 900 295 290 210 1000 310 320 250 1100 320 320 240 0,75 900 280 270 200 1000 305 310 230 1100 300 300 230 1,00 900 275 260 180 1000 300 280 220 1100 305 280 210 углеродные нановолокна 0,1 900 190 170 170 1000 245 270 250 1100 240 250 260 0,25 900 210 200 180 1000 275 310 250 1100 270 300 260 0,5 900 220 200 190 1000 275 310 250 1100 290 300 250 0,75 900 210 180 200 1000 265 280 240 1100 250 280 240 1,00 900 200 150 180 1000 250 270 210 1100 265 280 220 Al2O3 0,1 900 190 150 170 1000 225 260 230 1100 230 250 230 0,25 900 200 230 195 1000 275 310 250 1100 290 300 250 0,5 900 225 250 180 1000 260 300 240 1100 250 300 230 0,75 900 200 230 180 1000 265 280 220 1100 270 280 220 1,00 900 190 170 170 1000 260 260 220 1100 270 250 220 При смешивании в ПЦМ происходит образование новых дефектов частиц, что ускоряет спекание, но при этом образуется мелкая структура зернистого перлита (рисунок 2 а, б, в). а б в Рисунок 1. Микроструктура образцов с углеродными нановолокнами Х16000 а б в Рисунок 2. Микроструктура образцов с нано Si3N4 Х16000 а б в Рисунок 3. Микроструктура образцов с Al2O3 х 16000 Введение наночастиц нитрида кремния может привести к его разложению при температуре 1100˚С, причем кремний снижает растворимость углерода в γ-железе. Точка эвтектоидного превращения также сдвигается к меньшим концентрациям углерода, а температура эвтектоидного превращения повышается. Влияние кремния на положение границ гамма-области частично компенсируется влиянием углерода, который действует в обратном направлении. При изучении структуры стали с добавками нанопорошка Al2O3 структура после спекания имеет также строение пластинчатого перлита (рисунок 3 а, б и в), но пластины имеют большее межпластинчатое расстояние. В результате диффузионного распада аустенита цементитная составляющая перлита может иметь пластинчатую, ленточную, стержневую и зернистую морфологии. Изучение их распределения в порошковой стали позволяет получить данные для оценки и прогнозирования свойств материала на различных стадиях обработки. С помощью электронной микроскопии было определено влияние малых добавок нитрида кремния при одинаковом содержании углерода на морфологию перлитной составляющей углеродистых сталей. Образцы 30х20х1,5 мм исследуемых сталей после механической полировки дополнительно полировали в вводном растворе уксусной кислоты и хромистого ангидрида при 20 вольтах, 0,1 А/см2, а затем травили в 2% нитале. Углеродные реплики отделяли электролитически и оттеняли платиной. При обычном увеличении дисперсность перлитной составляющей в исследуемых сталях не различима. С уменьшением содержания углерода наблюдается лишь незначительное увеличения α-фазы. Различия в размере зерен не носит стабильного характера. При электронномикроскопическом исследовании тонкой структуры определяли межпластинчатое расстояние Sср и морфологические особенности перлитной составляющей. Сравнение тонкой структуры перлита исследуемых сталей показало, что как межпластинчатое расстояние Sср, так и морфологические особенности перлита при малых добавках наночастиц нитрида кремния или углеродных нановолокон заметно меняются. Так, введение наночастиц нитрида кремния межпластинчатое расстояние возрастает на 0,2 мкм, а при введении наночастиц Al2O3 - на 0,5 мкм, введение нановолокон «Таунит» практически не сказывается на межпластинчатом расстоянии перлита. При сравнении тонкой структуры перлита стали при смешивании в ПЦМ с концентрацией нитрида кремния 0,5 мас.% наблюдается более грубое строение, преобладает ленточный и пластинчатый перлит, несколько возрастает количество ферритной составляющей. При более низком содержании добавок кремния перлит имеет более дисперсное строение. Так, при сопоставление скорости роста колоний перлита в углеродистых сталях показало, что добавки нанопоршка нитрида кремния уменьшают скорость роста перлита в 10 раз. Это уменьшение обусловлено необходимостью перераспределения кремния между фазами при эвтектоидном распаде, поскольку кремний мало растворим в цементите. При сравнении тонкой структуры перлита углеродистой стали У10П, содержащей углеродные нановолокна, наблюдается также изменение межпластинчатого расстояния и погрубение перлита. В перлите как при содержании наночастиц нитрида кремния, так и при содержании углеродных нановолокон наблюдается значительное количество нерегулярных колоний. Это колонии, в которых пластины имеют зигзагообразный и стрежневидный характер. При неизменном межпластинчатом расстоянии в колонии постепенный переход от пластинчатой морфологии цементита к ленточному и далее к стержневидной морфологии энергетически оправдан, т.к. при этом, несмотря на некоторое утолщение лент, уменьшается суммарная площадь межфазных границ и связанная с ней поверхностная энергия системы. В ряде колоний наблюдались зоны перехода цементита от пластинчатого к ленточному, а также от ленточного к стержневидному, поэтому, при определенном межпластинчатом расстоянии процесс развития цементитной составляющей перлитной колонии происходит в несколько стадий: зародышеобразование – ветвление – формирование пластин – расчленение на ленты – образование стержней. Важной характеристикой исследуемых порошковых сталей является ударная вязкость при пониженных температурах и критическая температура хрупкости (порог хладноломкости). За критическую температуру хрупкости принимали минимальную температуру, при которой ударная вязкость хотя бы одного надрезанного образца исследуемых порошковых сталей была равна или меньше 2 кгм/см2. Для определения ударной вязкости при низких температурах образцы перед испытанием нужно охладить. Охлаждение производится в ванне с ацетоном, бензином, спиртом или другой жидкостью с низкой температурой затвердевания. Ванна изготавливается из материала с низкой теплопроводностью (например, из пенопласта). Для охлаждения ванны и поддержания в ней нужной температуры применяется жидкий азот. Температура кипения азота –196оС. При заливке жидкого азота в ванну он кипит, испаряется и охлаждает при этом ванну с жидкостью и помещенными в нее образцами. Температура ванны замеряется пентанным термометром. Для выравнивания температуры по всему объему образцов они должны находиться в ванне не менее 15 минут. Температура образцов в ванне должна быть на 3-5оС ниже температуры испытания. Тогда за время переноса образца из ванны на опоры копра он нагреется не выше требуемой температуры. Время с момента извлечения образца из ванны до момента его разрушения не должно превышать 5 секунд. Ударные испытания проводили при температуре от +20 до -60 оС на образцах ГОСТ. Испытания проводили на установке в центре коллективного пользования НИТУ МИСиС. Результаты ударных испытаний представлены на рисунок 4. Каждая экспериментальная точка соответствует среднему значению трех опытных точек. Значение ударной вязкости исследуемых порошковых сталей с понижением температуры испытания уменьшается, однако это уменьшение носит замедленный характер. Это результат мелкозернистой структуры образца, измельчения субзеренной структуры и наличия упрочняющих частиц. В итоге эксперимента порог хладноломкости исследуемых порошковых сталей смещается в строну низких температур. Рисунок 4. Результаты ударных испытаний Выводы Определены оптимальные условия получения электроимпульсным спеканием среднеуглеродистых сталей Т=1100оС и время выдержки 20 мин. Из экспериментальных данных оптимизированы составы порошковых смесей, при введении упрочняющей добавки в количестве 0,25 мас.% наблюдается наилучшее сочетание механических свойств сталей. Определен порог хладноломкости порошковых сталей, позволяющий судить о возможности применения их для работы с ударными нагрузками в условиях низких температур.

About the authors

V. S Panov

National University of Science and Technology "MISIS" (MISIS) Moscow State University of Mechanical Engineering (MAMI) South-Russian State Technical University(NPI) Novocherkassk State Academy of Land Reclamation

R. A Skorikov

National University of Science and Technology "MISIS" (MISIS) Moscow State University of Mechanical Engineering (MAMI) South-Russian State Technical University(NPI) Novocherkassk State Academy of Land Reclamation

Zh. V Eremeeva

National University of Science and Technology "MISIS" (MISIS) Moscow State University of Mechanical Engineering (MAMI) South-Russian State Technical University(NPI) Novocherkassk State Academy of Land Reclamation

N. M Nitkin

Moscow State University of Mechanical Engineering (MAMI)

G. H Sharipzjanova

Moscow State University of Mechanical Engineering (MAMI)

N. N Zherdickaja

National University of Science and Technology "MISIS" (MISIS) Moscow State University of Mechanical Engineering (MAMI) South-Russian State Technical University(NPI) Novocherkassk State Academy of Land Reclamation

S. A Ivanov

National University of Science and Technology "MISIS" (MISIS) Moscow State University of Mechanical Engineering (MAMI) South-Russian State Technical University(NPI) Novocherkassk State Academy of Land Reclamation

References

Supplementary files