Порошковое материаловедение. Часть 2

шестой секунде, то при введении в сталь неметаллических включений уже на первой секунде изотермической выдержки в перлитной области распадается 50 % аустенита, так как дисперсные неметаллические включения служат готовыми центрами кристаллизации ферритоцементитной смеси. Устойчивость аустенита при введении неметаллических включений снижается настолько, что образцы стали ЖГр0,45Х2Н4М с А12О3 не закаливаются даже в воде.

Аналогичное влияние наблюдается и при непрерывном охлаждении хромомолибденовой стали ЖГр1Х5М5 при введении в нее фтористого кальция. При охлаждении этой стали после температуры спекания структура представляет собой мартенсит и остаточный аустенит. Введение 3–5 мас. % фтористого кальция, имеющего размер частиц (3–3,5)10–6 м, приводит к тому, что часть аустенита при тех же скоростях охлаждения распадается с образованием троостита и сорбита, т.е. и в этом случае дисперсные неметаллические включения фтористого кальция играют роль дополнительных центров кристаллизации и уменьшают устойчивость аустенита.

Отпуск порошковых сталей. В порошковых сталях,

имеющих повышенную дефектность, распад мартенсита идет

281

ELIB.PSTU.RU

активнее, что отражается в уменьшении содержания углерода в нем и тетрагональности. Так, концентрация углерода в мартенсите порошковой стали ЖГр1,3, отпущенной при 100 °С, при пористости 24; 18 и 10 % составляет 0,25; 0,48 и 0,55 мас. % соответственно. Активизация распада мартенсита по мере увеличения пористости, очевидно, объясняется созданием более благоприятных условий для диффузии атомов углерода в дефектной пористой структуре, имеющей избыток свободной энергии за счет более развитой поверхности

рех превращений при отпуске смещаются в область более низких температур. Например, при пористости 24 и 10 % температурный интервал первого превращения составляет

110... 170 и 120...190 °С; второго 170...180 и 190...290; третьего 280...330 и 290...340, а четвертого 330...695

и 340...710 °С соответственно. Это свидетельствует об активизации распада мартенсита, а также всех остальных процессов, происходящих при отпуске, под влиянием пористости.

282

ELIB.PSTU.RU

ние 7 ч, тогда как в образцах, спеченных в течение 0,5 ч, – только после отпуска при

600 °С. Наличие микрообластей с повышенным и пониженным содержанием марганца, по-видимому, способствует закреплению дислокаций и препятствует их перемещению. С ростом химической неоднородности количество таких участков увеличивается, что затрудняет релаксацию напряжений и требует для этого более высокой температуры отпуска. Этому же, вероятно, способствует и более высокая структурная неоднородность стали. Очевидно, именно поэтому области когерентного рассеяния растут медленнее в образцах, химически менее однородных.

Особенности взаимодействия напыляемого материала с поверхностью порошковой прессовки. При формировании покрытий на поверхности подложки общепринята следующая схема взаимодействия: физический контакт напыляемых частиц с подложкой; химическое взаимодействие и диффузионное. Считается [39], что в силу кратковременности кри-

283

ELIB.PSTU.RU

сталлизации напыляемой частицы успевают протекать только первые две стадии, а диффузионное взаимодействие практически отсутствует. При этом имеется в виду, что материал частицы находится в твердожидком состоянии, а поверхность подложки близка к термодинамическому равновесию. Пескоструйная обработка поверхности перед напылением производится в целях создания шероховатости, имеющей двоякое назначение: с одной стороны, появляется возможность механического заклинивания напыляемых частиц, с другой – на выступах микронеровностей вследствие высоких контактных температур происходит подплавление материала подложки. Кроме того, после пескоструйной обработки поверхность находится в состоянии термодинамического неравновесия и активность поверхности возрастает [40].

При нанесении покрытий на прессованную подложку необходимость в пескоструйной обработке отпадает. Поверхность имеет как большое количество пор и несплошностей по границам частиц прессуемого порошка, так и «наследственную» пористость, образующуюся в результате смятия выступов самой частицы (рис. 101). Равномерность распределения перечисленных дефектов достаточно велика и обусловлена фракцион-

ным составом прессуемого порошка, а «наследственная» пористость – развитостью поверхности частиц. Поверхность имеет высокую активность вследствие выхода дислокаций в результате пластической деформации при прессовании.

Считается, что при формировании покрытий силы механического зацепления и ковалентные силы взаимодействия

284

ELIB.PSTU.RU

малы и обычно их в расчет не принимают, в рассматриваемом же случае ими пренебрегать нельзя. Кроме того, характер пористости на поверхности прессовки таков, что расплавленный металл напыляемых частиц может проникать в подложку на большую глубину порядка 1–1,5 Dn (Dn – па-

раметр частиц подложки в направлении прессования). Повидимому, столь глубокое проникновение можно объяснить одновременным влиянием импульсного и напорного давлений, а также капиллярным течением расплавов. На фотографиях шлифов, сделанных в плоскости, перпендикулярной фронту напыления, видно, как расплав напыляемых частиц заполняет канальную пористость верхнего слоя прессовки

рость – порядка 100–150 м/с. Кроме того, как сказано выше, температура частиц достигает значений Tт. Температура

в зоне контакта при достижении частицей поверхности подложки может быть рассчитана по формуле [39]:

ELIB.PSTU.RU

где

в различных точках подложки от поверхности в глубину:

Учитывая, что теплопроводность материала прессованной подложки ниже теплопроводности компактного материала, можно предположить, что зона термического влияния не будет превышать нескольких микрометров. Расчеты показали, что температура в зоне контакта TK существенно не за-

висит от температуры подогрева подложки T0 . При T0 , рав-

ной 200, 250, 300, 350, 400, 450 и 500 °С, величина TK со-

ставляет соответственно 2705, 2715, 2726, 2737, 2747, 2758 и 2769 °С. Расчетные температуры контакта ниже температуры плавления ядра частицы TiС (TПЛ = 3140 °С), но значительно

выше температуры плавления материала оболочки. Учитывая специфику формирования покрытий на поверхности пористой подложки, можно объяснить отсутствие подплавления частиц подложки тем, что суммарная поверхность каналов

286

ELIB.PSTU.RU

пор значительно больше, чем пятно контакта при нанесении покрытий на компактные материалы. Решение уравнения (149) позволило построить зависимость температуры на различной глубине подложки от температуры в зоне контакта. Установлено, что на глубине 0,31–0,41 мм температура подложки равна температуре подогрева перед напылением. Микроструктурные исследования подложки показали, что под воздействием температуры, источником которой является зона контакта напыляемых частиц, и температурного фона, создаваемого при натекании плазменной струи, происходит рекристаллизация деформированных зерен подложки (рис. 103). Зерно подложки с напыленным покрытием приобретает равновесную форму.

Рис. 103. Вид спрессованной подложки (а) и спрессованной подложки с покрытием (б), ×400

Считается, что на температуру в зоне контакта и на ее распространение в подложку влияет тепло, вносимое первыми 3–4 рядами напыляемых частиц. После этого температура в подложке будет зависеть от теплопроводности уже напыленного слоя покрытия. В рассматриваемом случае низкая теплопроводность подложки как бы способствует поддержанию высокого уровня температур в переходной зоне покрытие – подложка, что определяет полноту протекания химиче-

287

ELIB.PSTU.RU

ского взаимодействия и наличие диффузионных процессов. Металлографический анализ композиций покрытие – прессованная подложка показал, что при травлении 4%-ным раствором НNОз в верхних слоях подложки, примыкающих к напыленному покрытию, выявляются перлитные области (рис. 104, а). Микродюрометрический анализ подтвердил более высокую микротвердость у границы подложка – покрытие (рис. 105). Повышение микротвердости не связано с ка- ким-либо воздействием внешних факторов. Для сравнения замеряли распределение микротвердости в прессовках без покрытий после пескоструйной обработки и допрессовки. Ни в одном из случаев не отмечено повышение микротвердости.

Рис. 104. Микроструктура образцов с покрытием, ×100

288

ELIB.PSTU.RU

тиц, трудно рассчитывать на образование перлита во всем объеме поверхностного слоя основы. Следовательно, углерод может поступать из покрытия. По данным микрорентгеноспектрального анализа (рис. 106), происходит значительное проникновение никеля в подложку. С одной стороны, возможна пропитка прессовки расплавом напыляемых частиц, но такой путь возможен по границам частиц и капиллярам самих частиц подложки; с другой – мы имеем равномерное убывание концентрации никеля от поверхности внутрь подложки. Кроме того, данные МРСА свидетельствуют о проникновении титана в материал основы с равномерным убыванием концентрации от поверхности. Можно предположить диффузионный механизм насыщения поверхностного слоя подложки титаном, никелем, углеродом, источником которых является расплав напыляемых частиц.

Рис. 106. Распределение Fe и Ni в образцах с покрытием

Ввиду нестационарности взаимодействия расплава частиц с подложкой построение модели и расчет коэффициентов диффузии никеля, титана, углерода в железной основе чрезвычайно затруднены и требуют дополнительных обширных

289

ELIB.PSTU.RU

исследований. Тем не менее полученные данные свидетельствуют о том, что с учетом высоких температур воздействия расплава с подложкой, возможно, взаимодействие на границе покрытие – подложка носит диффузионный характер и определяется следующими процессами: диффузионным переносом массы углерода через пограничный слой из расплава к поверхности раздела фаз; насыщением углеродом поверхностного слоя основы как результат различия потоков углерода, подводимого из слоя и отводимого внутрь основы; диффузионным проникновением никеля и титана в железо с образованием непрерывного ряда твердых растворов.

Характер изменения температуры в подложке от поверхности в глубину соответствует изменению концентрации никеля, что позволяет судить о высоких скоростях диффузии, так как время существования теплового потока чрезвычайно мало. Кроме того, присутствие титана влияет на диффузию углерода в подложку. Глубина диффузионного проникновения титана определяет глубину диффузии углерода ввиду того, что титан как сильный карбидообразующий элемент удерживает углерод в приповерхностных слоях подложки на глубине 25–30 мкм.

В процессе спекания взаимодействие покрытия с основой определяется их химическим составом и режимами термообработки. При твердофазном спекании это взаимодействие обусловлено в основном взаимной диффузией и гетеродиффузией. Можно определить две причины. С одной стороны, площадь контактов напыленных частиц на компактном основании не занимает всей поверхности (химическое взаимодействие произошло только в пятнах приваривания) и первоначально массоперенос осуществляется исключительно через эти контакты, хотя со временем площадь их будет расти. С другой стороны, в случае спекания композиций прессовка – покрытие большой вклад в процессы на границе будет вносить поверхностная диффузия по границам зе-

290

ELIB.PSTU.RU