СТРУКТУРА, ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ДИФФУЗИЯ
УДК 669.14:539.26
ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ НИТРИДАМИ ХРОМА И МАРГАНЦА НА ЭВОЛЮЦИЮ ТОНКОЙ СТРУКТУРЫ ПОРОШКОВЫХ ГОРЯЧЕШТАМПОВАННЫХ СТАЛЕЙ
© 2015 г. А. А. Мамонова, Г. А. Баглюк, В. Я. Куровский
Институт проблем материаловедения НАН Украины, 03680 Киев, ул. Кржижановского, 3
e-mail: gbag@rambler.ru Поступила в редакцию 09.01.2014 г. в окончательном варианте — 30.12.2014 г.
Приведены результаты исследования изменения тонкой кристаллической структуры порошкового железа, получаемой методом горячей штамповки, при его легировании нитридами хрома и марганца. Установлена существенная зависимость особенностей формирования тонкой структуры и фазового состава от вида легирующих нитридов. Показано, что введение обоих видов нитридов в состав исходной порошковой шихты вызывает увеличение параметра кристаллической решетки матрицы, ее дефектности и повышение плотности дислокаций, приводящие к увеличению твердости легированной нитридами стали. При этом дефектность кристаллической решетки матрицы, плотность дислокаций и твердость горячештампованных сталей несколько выше в случае использования в качестве азотсодержащей добавки нитрида марганца.
Ключевые слова: нитрид, структура, легирование, порошковая сталь, твердый раствор, дефектность кристаллической решетки, плотность дислокаций, горячая штамповка.
DOI: 10.7868/S0015323015060042
ВВЕДЕНИЕ
Легирование азотом конструкционных сталей в сочетании с термической обработкой обеспечивает возможность существенного изменения структуры и твердости материалов. Для эффективного применения такого легирования необходимо иметь четкое представление о влиянии легирующих элементов, параметров структуры и субструктуры на свойства стали.
В зависимости от вида материала и его назначения азот эффективен при его положении либо в твердом растворе внедрения, либо в нитридах [1—6]. Изучение особенностей тонкой структуры диффузионного слоя позволило создать дополнительные резервы повышения эксплуатационных свойств азотированных изделий. В [4] обобщены результаты исследований возможностей эффективного легирования и термической обработки литых феррит-ных, ферритно-аустенитных, хромистых феррит-ных, специальных мартенситных сталей нитридо-образующими элементами.
В качестве легирующего элемента азот широко применяется для упрочнения изделий, изготовленных также с применением методов порошковой металлургии. Так, в [7, 8] показано, что повышение прочности спеченных азотсодержащих сталей с нитридным упрочнением обусловлено выделением из а-фазы тонкодисперсных равноосных нитридов титана или ниобия. При изучении
методами рентгенографии особенностей формирования тонкой кристаллической структуры азотированной порошковой горячештампованной стали Х18Н15 выявлен твердорастворный механизм упрочнения стали в процессе легирования нитридами хрома и марганца [9, 10]. Полученные термодиффузионным легированием и азотированием высокоазотистые порошки на основе железа также служат исходным компонентом для изготовления спеченных азотсодержащих сталей [8].
Целью настоящей работы являлось изучение методами рентгенографии эволюции тонкой структуры порошкового железа в процессе легирования нитридами хрома и марганца с применением технологии горячей штамповки пористых заготовок, позволяющей совмещать нагрев под штамповку с процессом азотирования исследуемых объектов, и влияния структуры на основные физико-механические свойства получаемых азотированных сталей.
ОБЪЕКТЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ
Исходные образцы для исследований изготавливали из смесей порошков железа ПЖРВ 200.28 с 10 мас. % нитридов — СгМ (с 8.3 мас. % N или Мп4М (с 6 мас. % М), полученных азотированием порошков марганца и хрома в потоке азота. По результатам рентгенофазового анализа азотиро-
595
3*
Таблица 1. Изменение содержания азота в горячештампованных и отожженных образцах
Содержание азота, мас. % Потеря азота при отжиге, мас. %
№ п/п Состав исходная смесь после горячей штамповки после отжига
1 Fe + 10 % CrN 0.81 0.83 0.37 0.46
2 Fe + 10 % Mn4N 0.60 0.64 0.10 0.54
ванный порошок марганца соответствует формуле Мп4М, азотированный порошок хрома — составу СгМ. Оба соединения имеют ГЦК-решетку.
Исходные порошковые смеси прессовали при давлении 700 МПа с последующим отжигом при температуре 700° С в среде водорода в течение 1 ч и повторной допрессовкой при 700 МПа перед нагревом под штамповку для получения максимально возможной плотности — до 0.88—0.90 от теоретической. Нагрев образцов перед штамповкой проводили в среде технического азота; температура нагрева — 1100°С. Относительная плотность образцов после штамповки составляла 0.98—0.99. С целью гомогенизации горячештам-пованные образцы подвергали вакуумному отжигу при 1300°С и закалке в воду с 950°С.
Исследование фазового состава и дефектности структурных составляющих исследуемых материалов проводили методами рентгенофазового анализа (РФА) на дифрактометре ДРОН-3 в отфильтрованном кобальтовом излучении с применением пошагового сканирования в диапазоне углов 20°—130°. Образец во время съемки вращался вокруг своей оси. При исследовании тонкой структуры ферритной фазы фиксировали рефлексы от атомных плоскостей (110), (220). Формирование твердого раствора внедрения в процессе азотирования исследовали по изменению периода кристаллической решетки (а, нм) а-фазы. В качестве критерия оценки изменения структурного состояния сталей в процессе их получения принимали уширение рентгеновских линий, которое обусловливается плотностью и распределением дислокаций в металле и обосновано в качестве объективной оценки дефектности кристаллической решетки [11]. Анализ тенденции изменения субструктуры образцов железа с нитридами хрома и марганца после горячей штамповки (ГШ) и термообработки осуществляли по параметрам тонкой структуры. Аппроксимирующей функцией профиля дифракционной линии для определения величины физического уширения (в, мрад) была выбрана функция е-ах (распределение Гаусса), которая достаточно хорошо передает форму дифракционной кривой. Методом рентгеноструктур-ного анализа, основанного на измерении интегрального уширения профилей рентгеновских пиков, вычисляли физическое уширение, размер областей когерентного рассеяния рентгеновских лучей (ОКР, нм), микроискажения кри-
сталлической решетки (Да/а) (в соответствии с методикой, приведенной в [12]). Для определения плотности дислокаций (р, см-2) применялся метод, основанный на квадратичной зависимости плотности дислокаций от физического уширения линий. С целью исключения геометрического фактора при вычислении физического уширения в качестве эталона использовался отожженный образец армко-железа.
Содержание азота в горячештампованных, отожженных и закаленных образцах определяли методом химического анализа, а твердость образцов на каждом этапе технологического передела определяли по методу Роквелла (HRB или HRC).
РЕЗУЛЬТАТЫ ИССЛЕДОВАНИЙ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Термодинамический анализ равновесия нитридов марганца и хрома с железом при различных температурах, проведенный по программы CHEQC (Chemical Equilbrium Calaulted), показал, что нитрид хрома может существовать в виде твердой фазы практически во всем исследованном интервале температур (хотя его концентрация по мере роста температуры отжига уменьшается), тогда как нитрид марганца Mn4N с повышением температуры сначала переходит в фазу Mn4N2, а при 800°С полностью теряет азот [10].
Исследование влияния нагрева пористых заготовок под горячую штамповку и последующего отжига при 1300°C в течение 2 ч на содержание азота в образцах с 10% CrN или Mn4N показало, что если нагрев под штамповку в токе азота способствует незначительному росту его содержания в прессовках, то последующий вакуумный отжиг поковок приводит к заметной потере азота в образцах (табл. 1).
В связи с более высокой термодинамической стабильностью нитрида хрома, образцы с CrN теряют азот в процессе вакуумного отжига меньше, чем образцы с нитридом марганца. Представленные в табл. 1 данные позволяют сделать вывод о том, что для уменьшения потерь азота отжиг горя-чештампованных образцов целесообразно проводить не в вакууме, а в азотсодержащей среде либо в вакуумных печах, оснащенных натекателями.
Анализ экспериментальных рентгеновских спектров горячештампованных сталей, полученных из смеси порошков железа и нитридов, позво-
Таблица 2. Структурные характеристики ферритной фазы железа, легированного нитридом хрома
Режим термообработки Р110, мрад Р220, мрад ОКР, нм Да/а х 10-3 а, нм р х 1011, см-2 Твердость
ГШ 2.7 7.6 66 58 0.2869 11.7 HRB 63
ГШ, отжиг 1300°С, 2 ч - 9.05 - 69.5 0.2872 16.4 HRB 50
ГШ, отжиг 1300°С, 2 ч, закалка с 950°С 6.5 18.9 27 145 0.2870 74.6 HRC 24-25
* Параметр решетки исходного железа составляет 0.28658 нм, твердость горячештампованного порошкового железа без нитридов — 45—46 ИЯВ. Таблица 3. Структурные характеристики ферритной фазы железа, легированного нитридом марганца
Режим термообработки Р110, мрад Р220, мрад ОКР, нм Да/а х 10-3 а, нм р х 1011, см-2 Твердость
ГШ 6.6 11.65 26 82.2 0.2868 27 HRB 88-90
ГШ, отжиг 1300°C, 2 ч 5.7 12.06 31 92.6 0.2872 29 HRB 80-82
ГШ, отжиг 1300°C, 2 ч, закалка с 950°C 5.9 19.4 30 146.2 0.2868 73.3 HRC 30-32
лил оценить особенности формирования специфической тонкой структуры, характеризуемой значениями физического уширения линий (Рц0, Р220), размерами областей когерентного рассеяния рент-геновсих лучей, микроискажениями и плотностью дислокаций, после каждого из технологических переходов. Основную причину уширения и характер распределения дислокаций определяли по угловой зависимости физического уширения линий. Совпадение отношения физической ширины двух линий Р220/Рц0 с отношением секансов (sec u220/sec и110 = cos u110/cos и220) указывает, что уширение вызвано дисперсностью кристаллитов (частиц). Совпадение отношения Р220 /Р110 с отношением тангенсов угла (tg u220/tg и110) указывает, что причиной уширения являются наличие дислокаций или их скопления [13]. Для железа отношение sec u220/sec и110 = 1.94; а отношение tg U220/tg U110
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.