Соболев В.В., Шиман Л.Н. Высокоэнергетическая обработка материалов. Сборник научных трудов

Подождите немного. Документ загружается.

НАЦИОНАЛЬНЫЙ ГОРНЫЙ УНИВЕРСИТЕТ

МИНИСТЕРСТВА ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ УКРАИНЫ

ГОСУДАРСТВЕННОЕ ПРЕДПРИЯТИЕ

"НАУЧНО-ПРОИЗВОДСТВЕННОЕ ОБЪЕДИНЕНИЕ

"ПАВЛОГРАДСКИЙ ХИМИЧЕСКИЙ ЗАВОД"

ВЫСОКОЭНЕРГЕТИЧЕСКАЯ

ОБРАБОТКА

МАТЕРИАЛОВ

(сборник научных статей)

Днепропетровск

АРТ-ПР ЕСС

2009

УДК 532.593+539.8

ББК 23.3+30.3

В93

Печатается по решению Ученого совета Национального горного университета

(протокол № 7 от 24 сентября 2009 г.)

Редколлегия: проф. Соболев В.В. (отв. ред.), к.т.н. Шиман Л.Н.,

н.с. Билан Н.В., м.н.с. Филиппов А.О.

У збірнику наведені результати теоретичних і експериментальних досліджень в області

розробки, створення,

виробництва і практичного використання нових ініціюючих і проми-

слових вибухових речовин, досліджень структурних і фазових перетворень в матер іалах

під час високоенергетичної обробки. У ряді статей обговорюються нові фізичні ефекти,

експериментально виявлені при ударно-хвильовому ініціюванні процесу надглибокого

проникнення мікрочастинок у тверді тіла.

Розрахований на фахівців в області хі міч ної фізики, матеріалознавства, фізики

твердо-

го тіла, геомеханіки вибуху, а також на аспірантів і студентів відповідних спеціальностей.

В93

Высокоэнергетическая обработка материалов: Сб. научн. тр. /

Редколл.: Соболев В.В. (отв. ред), Шиман Л.Н. и др. – Днепропет-

ровск: АРТ-ПРЕСС, 2009. – 245 с.

ISBN 978-966-348-197-5

В сборнике приведены результаты теоретических и экспериментальных исследований

в области разработки, создания, производства и практического применения новых ини-

циирующих и промышленных взрывчатых веществ, исследований структурных и фазовых

превращений в материалах при высокоэнергетической обработке. В ряде статей обсужда-

ются новые физические эффекты, экспериментально обнаруженные при ударно-волновом

инициировании процесса сверхглубокого проникновения микрочастиц

в твердые тела.

Расчитан на специалистов в области химической физики, материаловедения, физики

твердого тела, геомеханики взрыва, а также на аспирантов и студентов соответствующих

специальностей.

УДК 532.593+539.8

ББК 22.3+30.3

ISBN 978-966-348-197-5 ©Национальный горный университет, 2009

©ГП "НПО "Павлоградский хи миче ский завод, 2009

Высокоэнергетическая обработка материалов

УДК 669.017.3:669.15

СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ В ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЯХ

ПРИ ЗАКАЛКЕ ИЗ ВЫСОКОЭНЕРГЕТИЧЕСКОГО СОСТОЯНИЯ

А.А. Балакин, Е.П. Калинушкин

Национальная металлургическая академия Украины,

пр. Гагарина, 1, г. Днепропетровск, 49000

e-mail: alexandr-balakin@mail.ru

С применением специализированной установки для структурной закалки сталей и спла-

вов из высокоэнергетического состояния проведено исследование процесса структурообра-

зования в стали Р6М5 в интервале температур 1350-1570°С со скоростями охлаждения от 1

до 60°С /мин. Наблюдался эффект измельчения зерен литой структуры, а также определены

условия, при которых превращение δ → γ протекает в наиболее полном объеме.

Research of structurization process in steel Р6М5 in the range of temperatures 1350-1570°С

with speeds of cooling from 1 to 60°С/min is conducted with application of specialized installa-

tion for structural training of steels and alloys from a high-energy condition. The effect of grains

crushing of cast structure was observed, and conditions at which transformation δ → γ proceeds

in the fullest volume are defined.

Введение

Инструментальные стали являются наиболее распространенным мате-

риалом для изготовления металлорежущего и измерительного инструмента,

штампового оборудования, и др. [1]. Чем выше неоднородность литой струк-

туры, тем ниже значения прочности и вязкости стали и надежности литого

инструмента [2].

Формирование литой структуры определяется скоростью образования

центров кристаллизации, скоростью роста кристаллов и интенсивностью те-

плоотвода при

охлаждении. Для создания необходимого комплекса механи-

ческих свойств следует обеспечить формирование мелкозернистой и одно-

родной литой структуры. Этого можно достичь получением в расплаве мак-

симального числа центров кристаллизации при ограниченной возможности

их быстрого роста. Такие условия могут быть реализованы при использова-

нии интенсивного и регламентированного охлаждения и переохлаждения

расплава в

интервале температур твердожидкого состояния [2,3].

Температурно-временные параметры кристаллизации и последующего

охлаждения металла из твердо-жидкого состояния являются определяющими

при формировании литой структуры, фазового состава и свойств. Это откры-

вает возможности эффективного целенаправленного влияния на процессы

Высокоэнергетическая обработка материалов

кристаллизации и структурообразования с целью получения литых изделий с

заранее заданными свойствами и оптимизированной структурой [4].

Цель работы: исследование с применением метода структурной за-

калки и оптимизация структурообразования при затвердевании в инструмен-

тальной стали Р6М5 в диапазоне температур 1570°С – Т

ЗАК.

для скоростей

охлаждения от 1 до 60°С/мин.

Методика исследований. Работа выполнена с использованием про-

граммно-аппаратного комплекса, разработанного профессором Е.П. Кали-

нушкиным с соавт. [5,6,7]. Исследовательский комплекс (рис. 1) для изуче-

ния высокотемпературного структурообразования в легированных сталях по

аналогии с [5,6] в части управления энерговыделением электротермических

устройств включает цифро-аналоговый (ЦАП) и

согласующий преобразова-

тели. Измеряемые электрические сигналы от термопар вводятся в компьютер

через согласующие и аналого-цифровые (АЦП) преобразователи и исполь-

зуются для оперативной компьютерной коррекции энерговыделения согласно

запрограммированному термическому режиму, а также для фиксации зави-

симостей от времени как этих величин, так и технологических характеристик

нагревателя, ими обусловленных.

Рис. 1. Общий вид программно-аппаратного исследовательского комплекса

Программой управления организуется мониторинг измеряемых пара-

метров, а также заполнение массивов, содержащих временные зависимости

всех первичных измеряемых параметров. Одновременно организуется мони-

Высокоэнергетическая обработка материалов

торинг управляющих параметров и перерисовок экрана циклом на основе тай-

мера с более крупным временным интервалом, чем у измерительных циклов.

В каждом интервале таймера для текущего момента времени по задан-

ным функциям вычисляются соответствующие ему значения всех управляю-

щих величин, производятся требуемые вычисления и корректировки с учетом

измеряемых параметров, направляются управляющие сигналы в соответст-

вующие аппаратные модули управления цифро-аналоговыми и дискретными

каналами, производится заполнение массивов, содержащих временные зави-

симости всех

значений измеряемых (использованных в расчетах) и управ-

ляющих (заданных и текущих) параметров.

Образцы исследуемой марки стали массой не более 1 г нагревались до

температуры 1570°С, обеспечивающей их полное расплавление, и после

15 мин. выдержки охлаждались до выбранной температуры Т

3АК

, от которой

производилась закалка в 10% раствор поваренной соли. Скорость охлаждения

осуществлялась в интервале 1570-Т

3АК.

Варьировалась в пределах от 1 до

60°С/мин, характерном для промышленных слитков этой марки стали. Экспе-

римент проводился в атмосфере проточного аргона высокой степени очистки.

Квазиравновесное затвердевание стали Р6М5 изучалось при скорости

охлаждения в твердожидкой области, равной 1°С/мин, для которой обеспе-

чивается практически равновесное протекание кристаллизации [8,9].

Затвердевание стали Р

6М5 начинается при температуре 1420°С. Как и

большинство фаз с кубической структурой δ-феррит в Р6М5 кристаллизуется

в виде дендритов с округлым сечением ветвей (рис. 2,а), которые формиру-

ются путем разрастания по направлениям наибольшей плотности упаковки

вершин базового октаэдра. Дальнейшее охлаждение стали приводит к появ-

лению и росту дендритных

осей второго и третьего порядков (рис. 2,б). На

формирование формы дендритов большое влияние оказывает температурно-

концентрационная обстановка на фронте кристаллизации, которая определя-

ется конвекцией, перемешиванием расплава, близостью соседей, и т.д. Все

эти факторы в определенной степени способствуют нарушению геометриче-

ски строгой ориентации дендритного роста, что проявляется в изгибах и сра

станиях отдельных ветвей. Такой способ роста кристаллов δ-феррита был за-

фиксирован при охлаждении стали на 70°С ниже температуры ликвидуса.

При этих условиях была получена структура, представленная на рис. 2,в.

Высокоэнергетическая обработка материалов

а – Т

ЗАК.

=1420°С, х250

б – Т

ЗАК.

=1400°С, х250

в – Т

ЗАК.

=1350°С, х500.

Рис. 2. Структура стали Р6М5 на различных стадиях кристаллизации δ-

феррита

Такой переход к нерегулярному строению объясняется тем, что интен-

сивное развитие дендритов δ-феррита сопровождается оттеснением в жид-

кость углерода и основных легирующих компонентов быстрорежущей стали,

имеющих низкую диффузионную подвижность, что препятствует формиро-

ванию кристаллографически правильной дендритной

структуры и способст-

вует образованию аномалий роста. Одним из таких проявлений является на-

личие в центрах δ-ферритных зерен областей расплава, частично (рис. 3а)

или полностью (рис. 3б) изолированных от основной жидкости.

Дальнейшее охлаждение стали ниже температуры 1320°С приводит к

началу образования аустенита по перитектической реакции: δ-феррит + жид-

кость →

аустенит. В равновесных условиях (или близких к равновесным) пе-

ритектическая реакция характеризуется образованием и ростом кристалллов

аустенита вглубь δ-твердого раствора. Отдельные аустенитные блоки разделе-

Высокоэнергетическая обработка материалов

ны тонкими жидкостными прослойками, соединяющими область δ-γ превра-

щения с междендритным расплавом.

Такую форму роста γ-твердый раствор сохраняет при охлаждении ста-

ли со скоростями вплоть до 10°С/мин. Дальнейшее ускорение процесса за-

твердевания значительно изменяет морфологию перитектического аустенита,

оставляя в силе главную особенность его образования – наличие жидкости на

границе δ/γ превращения. Экспериментально установлено, что при значении

ОХЛ.

=15°С/мин. плоский фронт δ-γ перекристаллизации теряет устойчи-

вость. На поверхности начальной аустенитной прерывистой оболочки

(рис. 4,а) возникает система выступов (рис. 4,б), которые прорастают вглубь

δ-феррита, образуя ярко выраженную ячеистую структуру (рис. 4,в).

а – х300 б – х300

Рис. 3. Образование частично замкнутых и замкнутых участков распла-

ва (РЭМ)

а – х1000 б – х3000 в – х1000

Рис. 4. Формирование ячеистой структуры перитектического аустени-

та, V

ОХЛ.

= 15°С/мин (РЭМ)

Высокоэнергетическая обработка материалов

Возможность анализа пространственного расположения ячеек перитек-

тического аустенита становится доступной методом РЭМ шлифов образцов,

в которых δ-феррит вытравлен на достатучную для анализа глубину.

Так же как и в случае дендритного роста из расплава, структура γ-твердого

раствора во многом определяется концентрационной обстановкой на стадии

δ → γ перекристаллизации. Типичная

форма роста аустенитной ячейки пока-

зана на рис. 5.

а – х2000 б – х1000

Рис. 5. Пространственная морфология ячеек перитектического аустенита

Разветвления аустенитных ячеек наиболее сильно сказываются при

скоростях охлаждения более 30°С/мин, что позволяет говорить о переходе от

ячеистой к дендритно-ячеистой форме роста перитектического аустенита.

Металлографическое исследование закаленных образцов позволило ус-

тановить, что повышение скорости отвода тепла увеличивает

переохлажде-

ние исходного расплава, проявляющееся в незначительном понижении тем-

пературы начала затвердевания. Тем не менее, ускорение процесса затверде-

вания накладывает свою особенность на формирование δ-феррита на первой

стадии кристаллизации. Низкая диффузионная подвижность легирующих

компонентов в стали приводит к тому, что при охлаждении стали со скоро-

стями свыше 30°С/мин, дендритный

рост путем образования кристаллогра-

фически ориентированных осей 2-го и 3-го порядков вообще не наблюдается

Высокоэнергетическая обработка материалов

(рис. 6). Кроме того, ускорение теплоотвода при затвердевании стимулирует

формирование более мелкой структуры, увеличивая число феноменов денд-

ритного ветвления.

Дальнейшее увеличение скорости охлаждения приводит не только к

окончательному завершению δ → γ превращения, но и к качественно новому

явлению – кристаллизации аустенита непосредственно из расплава в темпе-

ратурном интервале между концом перитектической

и началом эвтектиче-

ской реакции. Образовавшийся γ-твердый раствор наслаивается на перитек-

тический и структурно не обнаруживается. Так же как и в случае квазиравно-

весного затвердевания, морфология формирующейся при ускоренном тепло-

отводе эвтектики (рис. 7.) зависит от места расположения и количества ис-

ходной жидкости.

Рис. 6. Начальная стадия кристаллизации δ-феррита: V

охл.

= 30°С/мин, х100

Выводы

С увеличением скорости охлаждения от 1 до 60°С/мин в исследуемом

интервале температур (от 1570°С до Т

ЗАК

) средний размер сечений дендрит-

ных ветвей уменьшается, дендриты δ-феррита измельчаются (от 400 мкм при

1°С /мин до 100 мкм при 60°С /мин), а число зерен на 1 мм

с замкнутым

расплавом увеличиваается (от 11 при 1°С/мин до 40 при 60°С/мин).

Высокоэнергетическая обработка материалов

а – х5000 б – х10000 в – х5000

Рис. 7. Структура стали Р6М5 после завершения эвтектической кри-

сталлизации V

охл.

= 30°С/мин (РЭМ)

Во всем исследованном диапазоне (от 1 до 60°С /мин) скоростей охла-

ждения, превращение δ → γ наиболее интенсивно развивается в области

трехфазного контакта δ-феррита, аустенита и жидкости. Образование кар-

бидной фазы происходит вблизи зоны δ → γ превращения в жидкостной про-

слойке и каналах. Состав δ-феррита

практически не зависит от скорости ох-

лаждения вплоть до кристаллизации со скоростью 60°С /мин. Дальнейшее

увеличение скорости охлаждения способствует повышению содержания ле-

гирующих компонентов в δ-феррите и обеднению ими жидкости.

Литература

1. Позняк Л.А. Инструментальные стали. – К.: Наук. думка, 1996. – 487 с.

2. Кондратюк С.Е. Кристаллизация и структурообразование переохла-

жденной стали / С.Е. Кондратюк, В.М. Щеглов, И.Н. Примак, Е.Н. Стоянова

// Процессы литья. – 2002. – № 2. – С. 45–50.

3. Калинушкин Е.П. Перитектическая кристаллизация легированных

сплавов на основе железа. – Д.: Пороги, 2007. – 135 с.

4. Калінушкін Е.П., Доморацький В.А., Балакін О.А. Розвиток уявлень

про перитектичну кристалізацію сплавів на основі заліза (

огляд) //

Металознавство та обробка металів. – 2001. – №3. – С. 23–30.