Высокоэнергетическая обработка материалов 2009

247 Pages·6.144 MB·Russian

НАЦИОНАЛЬНЫЙ ГОРНЫЙ УНИВЕРСИТЕТ
МИНИСТЕРСТВА ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ УКРАИНЫ

ГОСУДАРСТВЕННОЕ ПРЕДПРИЯТИЕ
"НАУЧНО-ПРОИЗВОДСТВЕННОЕ ОБЪЕДИНЕНИЕ
"ПАВЛОГРАДСКИЙ ХИМИЧЕСКИЙ ЗАВОД"

ВЫСОКОЭНЕРГЕТИЧЕСКАЯ
ОБРАБОТКА
МАТЕРИАЛОВ

(сборник научных статей)

Днепропетровск
АРТ-ПРЕСС
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 матеріалах
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 хімічної фізики, матеріалознавства, фізики твердо-
го тіла, геомеханіки вибуху, а також на аспірантів і студентів відповідних спеціальностей.

Высокоэнергетическая обработка материалов: Сб. научн. тр. /
В93 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 химический 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: [email protected]

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
3
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 для скоростей
ЗАК.
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-
4
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 , от которой
3АК
производилась закалка в 10% раствор поваренной соли. Скорость охлаждения
осуществлялась в интервале 1570-Т Варьировалась в пределах от 1 до
3АК.
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 Р6М5 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.

5
Высокоэнергетическая обработка материалов

а – Т =1420°С, х250 б – Т =1400°С, х250
ЗАК. ЗАК.

в – Т =1350°С, х500.
ЗАК.
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-
6
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
V =15°С/мин. плоский фронт δ-γ перекристаллизации теряет устойчи-
ОХЛ.
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 = 15°С/мин (РЭМ)
ОХЛ.
7
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
8
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 = 30°С/мин, х100
охл.

Выводы
С увеличением скорости охлаждения от 1 до 60°С/мин в исследуемом
интервале температур (от 1570°С до Т ) средний размер сечений дендрит-
ЗАК
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 мм2 с замкнутым
расплавом увеличиваается (от 11 при 1°С/мин до 40 при 60°С/мин).
9
Высокоэнергетическая обработка материалов

а – х5000 б – х10000 в – х5000

Рис. 7. Структура стали Р6М5 после завершения эвтектической кри-
сталлизации V = 30°С/мин (РЭМ)
охл.

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.
10