Металлопрокат
Металлоконструкции
Обработка металла
Порошки (гранулы) быстрорежущих сталей получают методом газового распыления в экспериментальных условиях аргоном под давлением 0,6—0,8 МПа и в промышленных масштабах — сжатым воздухом под давлением 1,4—1,6 МПа. В процессе высокоскоростного охлаждения в гранулах фракций 40—100 мкм формируется структура ячеистых дендритов с мелкодисперсными выделениями карбидов, Твердость исходных порошков составляет 51—62 HRC.
Химический состав, диаметр гранул и скорость охлаждения определяют метастабильные фазовые превращения при кристаллизации, которые существенным образом отличаются от равновесных.
В равновесных условиях в быстрорежущей стали типа P18 при кристаллизации протекают следующие фазовые превращения:
— выделение из расплава L кристаллов δ-феррита L → L+δ;
— трехфазная перитектическая реакция L+δ → γ;
— четырехфазная перитектическая реакция L+δ → γ+Me6C ;
— эвтектическая реакция L → γ + Ме6С.
В быстрозакаленных гранулах стали Р18 трехфазная перитектическая реакция при кристаллизации L+δ → γ протекает частично, так как прослойка γ-фазы (аустенита) вокруг δ-феррита препятствует диффузии из жидкой фазы, а четырехфазная перитектическая реакция L+δ → γ+Me6C подавляется полностью. Эвтектическая реакция протекает с образованием дисперсной структуры ледебурита.
Структурно-фазовое состояние быстрозакаленных гранул стали Р18 характеризуется наличием δ-феррита, аустенита и карбидной фазы Ме6С. Кристаллы δ-феррита, выделяющиеся в начале процесса кристаллизации, обогащены вольфрамом, коэффициент распределения которого больше единицы (k0 > 1). В твердом состоянии при высоких скоростях охлаждения, достигаемых в наиболее дисперсных гранулах, δ-феррит может сохраняться до комнатной температуры. В более крупных гранулах происходит эвтектондный распад δ-феррита δ → γ+Ме6С с образованием аустенита и выделением карбидов, при этом низкое содержание углерода в аустените и, соответственно, высокая температура начала мартенситного превращения обусловливают протекание мартенситного превращения. При охлаждении в области сравнительно высоких температур мартенсит отпускается и образуется α-феррит, для которого характерны более низкие значения периодов кристаллической решетки по сравнению с δ-ферритом. Эвтектика при кристаллизации быстрозакаленных гранул состоит из аустенита и карбидов, При дальнейшем охлаждении в твердом состоянии до комнатной температуры часть аустенита сохраняется и происходит мартенситное превращение другой части аустенита. Соотношение параметров кристаллической решетки с/а = 1,032 свидетельствует о содержании углерода в образовавшемся мартенсите в количестве - 0,8 %.
При нагреве (отпуске) быстрозакаленных гранул стали Р18 до 520 °С структурно-фазовое состояние практически не меняется. В области температур 560—620 °С в результате распада остаточного аустенита выделяются дисперсные карбиды, количество которых возрастает с повышением температуры. При температурах выше 640 °С остаточный аустенит практически отсутствует. Распад мартенсита с образованием феррита и выделением карбидов начинается при температурах выше 520 °С. Рост твердости быстрозакаленных гранул происходит при температурах отпуска до 640 °С, а в области более высоких температур протекает коагуляция частиц карбидной фазы, сопровождающаяся падением твердости.
Уровень свойств быстрорежущих сталей зависит главным образом от однородности распределения и дисперсности карбидов, а также от мелкозернистости структуры стали.
Применение технологии быстрой закалки расплава обеспечивает возможность повышения дисперсности первичных карбидных выделений и даже достижение состояния аномально пересыщенного твердого раствора наряду с экстремально малым размером зерна. Как феррит, так и аустенит обладают повышенными значениями периода решетки. Эти факторы влияют на превращения в твердом состоянии.
Высокоскоростное охлаждение расплава можно рассматривать как процесс, состоящий из быстрой закалки расплава и закалки в твердом состоянии. Первая определяет образование δ, γ и первичных карбидов, вторая — распад δ-феррита, выделение карбидов из δ-фазы и мартенситное превращение.
Обычно при традиционной выплавке быстрорежущих сталей структура при кристаллизации формируется в результате зарождения и роста в исходном расплаве дендритных кристаллов δ-феррита, последующих превращений по реакциям: первоначально — по трехфазной перитектической реакции L+δ → γ, затем по четверной перитектической реакции L+δ → γ+Ме6С. Эти реакции в обычных условиях охлаждения редко протекают до завершения кристаллизации, а остаточная жидкая фаза, обогащенная легирующими элементами, распадается по эвтектической реакции L → γ+Ме6С.
На структуру быстрорежущих сталей существенным образом влияют изменения скорости охлаждения.
При высокой скорости охлаждения весь объем расплава будет кристаллизоваться с образованием δ-феррита, что наблюдается в тончайших фольгах, полученных методом выстреливания капли расплава на теплопроводящую подложку. При меньших скоростях охлаждения диффузионные процессы в расплаве при кристаллизации приводят к перераспределению легирующих элементов и протеканию перитектической реакции с образованием пересыщенного аустенита. При дальнейшем снижении скорости охлаждения вследствие увеличения толщины быстрозакаленной фольги происходит распад аустенита с выделением дисперсных карбидов, который характеризуется уменьшением параметра решетки аустенита и сопровождается протеканием мартенситного превращения.
Быстрая закалка высоколегированных сталей обычно приводит к образованию в структуре мартенсита, остаточного аустенита и иногда δ-феррита.
Сохранение аустенита в структуре быстрозакаленных инструментальных сталей обусловлено высокой степенью пересыщения его легирующими элементами, а также малым размером зерна аустенита, что приводит к снижению температуры мартенситного превращения Мs.
Экстремально малый размер зерна и высокое содержание легирующих элементов, характерные для аустенита в быстрозакаленных сталях, приводят к подавлению (торможению) мартенситного превращения.
Таким образом, увеличение содержания аустенита в быстрозакаленной фольге стали А5Р30 по сравнению с быстрозакаленными порошками обусловлено более высокими скоростями охлаждения фольги, чем распыленных порошков.
Микроструктура фольги быстрорежущей стали Fе—17,0W— 4,3Сr—0,45Мо—1,3V—0,81С, полученной сплэттингом (расплющиванием) расплава, приведена на рис. 11.7. В поверхностных слоях фольги формируется структура столбчатых дендрнтов, рост которых происходит в направлении интенсивного теплоотвода от расплава к металлической подложке. При электронно-микроскопическом исследовании наблюдаются равноосные зерна округлой формы размером ~ 0,4 мкм, которые, очевидно, являются сечениями дендритных осей. Внутри зерен наблюдается контраст высокодисперсных карбидов.
Способ распыления оказывает большое влияние на гранулометрический состав порошка, структурно-фазовое состояние и скорость охлаждения. Для фракции 315—630 мкм скорость охлаждения - 10в4 К/с, для фракции -60 мкм скорость охлаждения ~ 105 К/с. Образование эвтектики (ледебурита) в быстрозакаленных гранулах при указанных скоростях охлаждения частично или полностью подавляется. В объеме микрослитков (гранул) в основном происходит формирование тонкодисперсной дендритной структуры. С уменьшением размера гранул и, соответственно, ростом скорости охлаждения повышается дисперсность дендритной структуры, и при максимальных скоростях охлаждения 10в5 К/с (минимальных размерах гранул) образуется ячеистая структура. С увеличением скорости охлаждения возрастают значения периода решетки γ-твердого раствора: а = 0,3613 нм для гранул 315—630 мкм, 0,3640 нм для гранул 160—250 мкм, 0,3650 нм для гранул 80—100 мкм, т. е. возрастает степень легирования аустенита.
Газоструйное распыление расплава при получении гранул быстрорежущих сталей сопровождается активным взаимодействием с кислородом в окружающей среде из-за резкого увеличения поверхности диспергированного расплава. Степень окисления оценивают по содержанию кислорода и по наличию оксидной пленки на поверхности частиц. При содержании кислорода меньше 0,02 % оксидная пленка на поверхности частиц отсутствует; форма частиц — сферическая. При увеличении содержания кислорода наблюдается отклонение от сферической формы, которое возрастает с увеличением размера частиц, образуются частицы осколочной (неправильной) формы, что связывают с понижением вязкости расплава при повышенном содержании кислорода.
Содержание кислорода оказывает влияние на текучесть и пикнометрическую плотность порошка, но в меньшей степени, чем размер частиц. Увеличение размера частиц от субситовой фракции 56 мкм до 315—630 мкм сопровождается снижением насыпной массы и текучести от 4,85 до 3,2 г/см3 и от 4,8 до 2,2 г/с соответственно, тогда как с увеличением содержания кислорода от 0,02 до 0,20 % насыпная масса и текучесть понижаются от 4,60 до 3,67 г/см3 и от 4,5 до 3,8 г/с соответственно.
Пикнометрическая плотность быстрозакаленных порошков быстрорежущих сталей зависит от размера частиц: с повышением дисперсности плотность увеличивается. При возрастании содержания кислорода пикнометрическая плотность несколько снижается.
При малом содержании кислорода и отсутствии оксидных пленок на поверхности частиц, отсутствии закрытой пористости в гранулах пикнометрическая плотность быстрозакаленных порошков стали Р18 составляет 8,20—8,28 г/см3.
Порошки быстрорежущих сталей Р4М5ФЗК8, Р6М5К5, Р12МЗФ2К8, P18 и других марок сферической формы (высокодисперсные гранулы) получают диспергированием расплавов газом-энергоносителем (аргоном, гелием, азотом) в безокислительных средах. Это позволяет уменьшить окисленность порошка до содержания в нем 0,01—0,2 % кислорода. Установлено, что порошок с 0,01 % кислорода может быть получен с применением энергоносителя, содержащего < 0,005 % кислорода (аргон марки А или химически чистый азот). Аргон применяют для производства порошков, в которых нежелательно присутствие нитридов; в остальных случаях применяют более дешевый азот. Форсунки узлов распыления могут работать как в дозвуковом, так и в сверхзвуковом режиме при давлениях газа от 0,3 до 2—6 МПа.
Быстрозакаленные порошки инструментальных быстрорежущих сталей имеют высокие технологические и служебные свойства.
- Общие сведения о быстрорежущих сталях и твердых сплавах
- Получение крупнозернистой структуры быстрозакаленных сплавов с помощью ТМО
- ТМО быстрозакаленных сплавов в процессе горячего изостатического прессования
- ТМО быстрозакаленных сплавов для получения комбинированной структуры
- ТМО быстрозакаленных сплавов при ударном (взрывном) нагружении