книги / Новые конструкционные материалы низкоуглеродистые мартенситные и порошковые стали

Контрольные вопросы к главе 7

1. Основные методы улучшения эксплуатационных характеристик по­ рошковых материалов.

2. Структура и свойства порошковых сталей после горячей штампов­

ки.

3.Особенности легирования, технология получения, структура и свойства порошковых мартенситно-стареющих сталей.

4.Применение ВТМО для порошковых сталей.

5.Новые технологические процессы массового производства (теплое

прессование, спекание в a -фазе, высокоскоростное прессование).

6. Новые технологические процессы мелкосерийного и серийного производства (Синта-Фодж, ROC, САР, Лус-Пэк).

7. Получение, структура и свойства мартенситно-бейнитных концен­ трационно-неоднородных сталей.

8. Получение, структура и свойства метастабильных аустенитных концентрационно-неоднородных сталей.

9. Композиционные материалы на основе тристалей.

Список литературы к главе 7

1. Hayens R Development of sintered low alloy steels // Powder Met. 1989. Vol. 32, № 2. P. 140-146.

2.Железные и стальные порошки для спеченных изделий: Проспект фирмы Хегенас. Швеция. 1990. 21 с.

3.Клименко В.И. Никель-молибденовая сталь марки Н2М на основе частично-легированного порошка / В.И. Клименко, С.Г. Напара-Волгина, А.Н. Костырко // Порошковая металлургия. 1994. № 1/2. С. 31-35.

4.Волчек А.Я. Структура и свойства порошковой медь-никель- молибденовой стали / А.Я. Волчек, Н.П. Гребнев, Л.Я. Воронецкая // По­ рошковая металлургия. Минск: Высш. шк., 1992. Вып. 16. С. 11-14.

5.Дорофеев Ю.Г. Влияние добавок карбонильного порошка железа на

свойства материалов, полученных методом ДТП / Ю.Г. Дорофеев, А.Г. Мариненко, В.Н. Устименко // Порошковая металлургия. 1990. № 6. С. 8-12.

6. Dilfic fovecast // Powder Metall. 1992. Vol. 25. № 4. P. 259-260.

7. Формирование структуры и свойств мартенситно-стареющих по­ рошковых сталей, полученных экструзией / С.Г. Агбалян, Б.Ф. Бадеян, С.А. Ассила и др. //Порошковая металлургия. 1994. № 1 1/12. С. 85.

8. Получение порошков мартенситно-стареющих сталей / С.Г. Агбалян, Б.Ф. Бадеян, Р.Г. Самвелян и др. // Порошковая металлургия. 1994.

№9/10. С. 86-93.

9.Анциферов В.Н. Спеченные мартенситно-стареющие стали / В.Н. Анциферов, Ю.М. Колбенев. Пермь, 1975. 53 с.

10.Низколегированные порошковые стали, полученные по металло­ оксидной технологии / С.Г. Агбалян, Б.Ф. Бадеян, С.А. Ассила и др. // По­ рошковая металлургия. 1995. № 1/2 . С. 5-11.

11 . Iandeska W.T. Strenth and ductility enhercement of low temperature // SAE Techn. Pap. Ser., 1982. № 820232. 7 p.

12.Rueckl R.U. The loos-pack PM process // Intern. J. Powder Metall and Powder Technol. 1975. Vol. 11. № 3. P. 209-220.

13.Новое в технологии получения материалов / Под ред. Ю.А. Осипяна и А. Хауффа. М.: Машиностроение. 1990. 448 с.

14.Dennis М. Hoegenas unveils higher green strength powder family // MPR. 1997. №9. P. 26-27.

15.Engstrom U. Properties and Tolerances of Warm Compacted High Density PM Steels / U. Engstrom, B. Johansson, S. Andersson // Euro PM97 Mechanical Properties. 1997. P. 265-272.

16. Effects of sintering parameters on the mechanical properties of a Fe- 2Cu-2Ni-0.9 M0-O.8C steel / C.N. Degoix, A. Griffo, R.M. German // Int.

J.Powder Met. 1998. Vol. 34, № 6. P. 57-62, 64-67.

17.Пат. 716744 Япония. МПК6 В 32 F S/12. Method for producing fer­ rous sintered alloy having quenched structure.

18.Lasday S.B. Improved properties of 718 alloy faskioned by P/m process and breat treatment // Industrial Heating. 1982. Vol. 49. June. P. 22-26.

19.Svilar M. / High impact strengh copper infiltrated PM Steels / M. Svilar, D. Berry, E. Klar // Metall Powder Report, 1987. № 4. P. 278-282.

20.Шацов A.A. Оптимизация состава и режима термообработки ком­ позиционного материала сталь - медь // Известия вузов. Цветная метал­ лургия. 1998. № 5. С. 52-56.

21.Структурная наследственность порошковых сталей / В.Н. Анцифе­ ров, Н.Н. Масленников, С.Н. Пещеренко и др. / Перм. гос. техн. ун-т. Пермь, 1996. 122 с.

22.Порошковая металлургия сталей и сплавов / Ж.И. Дзнеладзе,

Р.П. Щеголева, Л.С. Голубева и др. М.: Металлургия, 1978. 264 с.

23.Tracey V.A. Nickel sintered steels. Development, status and prospects

//Adv. Powder Met. and Particul. Mater.: World Congress. San Francisco. June 21-26. 1992. Vol. 5. Princeton (N.J). 1992. P. 227-237.

24.Microstructure-property relationship of a high strength sintered steel / H. Danninger, D. Spoljaric, B. Weiss, I. Preitfellrer // Adv. Powder Met and Par-

ticul. Mater.: World Congr. San Francisco. June 21-26, 1992. Vol. 5. Princeton (N.J), 1992. P. 227-237.

25.Низколегированные порошковые стали, полученные по металло­ оксидной технологии / С.Г. Агбалян, С.А. Ассила, Н.Н. Манукян и др. // Порошковая металлургия. 1995. № 1/2 . С. 5-11.

26.Masazum Н. Development of ultrahigh strength sintered steel / H. Masazum, M. Naok, H. Tadatoshi // Adv. Powder Met. and Particul. Mater.: World Congr. San Francisco. June 21-26. 1992. Vol. 5 Princeton (N.J.). 1992. P. 215— 226.

27.Lindbera C. Sintered high strength materials / C. Lindbera, U. Engstrom, P. Engdabe // Adv.:Proc. Powder Met. and Particul Mater.: Proc. Powder Met. World Congr., San Francisco, Calif. June 21-26, 1992. Vol. 5.Princeton (N.J.). 1992. P. 107-114.

28.Влияние структуры на трещиностойкость стали СП50ХЗНМ / В.Н. Анциферов, Н.Н. Масленников, А.А. Шацов, В.Б. Платонова // МиТОМ. 1991. № 8. С. 32-34.

29.Furukimi О. Ultrahigh strength ferrous sintered component / О. Furukimi, K. Yano, S. Takajo // Int. J. Powder Met. 1991. Vol. 27. № 4. P. 331-

337.

30. Takajo S. Obtaing high strength steel powder/ / MRP. № 7/8. 1991.

P.33.

31.Анциферов В.Н. Особенности трип-эффекта в порошковых кон­ центрационно-неоднородных сталях с невысоким содержанием никеля /

B.Н. Анциферов, М.Г. Латыпов, А.А. Шацов // МиТОМ. 1997. № 8.

C.15-19.

32.Коршунов Л.Г. Контактная прочность металлических сплавов.

Свердловск: Изд-во УПИ, 1972. С. 72-85

33.Филиппов М.А. Стали с метастабильным аустенитом / М.А. Фи­ липпов, В.С. Литвинов, Ю.Р. Немировский. М.: Металлургия, 1988. 256 с.

34.Влияние углерода на деформационное упрочнение и износостой­ кость литых марганцевых аустенитных сталей / Л.Г. Коршунов, Ю.И. Аве­ рин, В.Е. Луговых и др. // Термическая обработка и физика металлов: Тр.

вузов РСФСР. Пермь, 1977. С. 24-30.

35.Литвинов В.С. Анализ перераспределения атомов компонентов хромомарганцевой стали методами мессбауэровской спектроскопии и по­ левой ионной микроскопии / В.С. Литвинов, М.Е. Попцов, В.А. Ивченко // ФММ. 1986. Т. 61. Вып. 2. С. 361-364.

36.Влияние мартенситного у-а-превращения на кинетику упрочнения

исопротивление разрушению поверхности трения аустенитных сталей при полидеформационном характере изнашивания / Л.Г. Коршунов, И.Н. Бога­ чев, Ю.И. Аверин и др. // ФММ. 1980. Т. 49. Вып. 1. С. 113-120.

37. Износостойкие стали с нестабильным аустенитом для деталей га­ зопромыслового оборудования / В.Н. Виноградов, Л.С. Лифшиц, С.Н. Пла­ това и др. // Вестник машиностроения. 1982. № 1. С. 26-29.

38.ПотакЯ.М. Высокопрочные стали. М.: Металлургия, 1972. 208 с.

39.Малинов Л.С. Абразивная износостойкость высокоуглеродистых марганцево-ванадиевых сталей / Л.С. Малинов, Е.Я. Харланова, Е.Л. Малинова // МиТОМ. 1993. № 2. С. 25-23.

40.Дорохов В.В. Абразивная износостойкость высокоуглеродистой хромоникелевой стали / В.В. Дорохов, И.В. Киселева, А.А. Рыжиков // МиТОМ. 1993. № 2. С. 30-33.

41.Характеристики легированных стальных порошков KIP

SIGMALOY 2010 для ультравысокопрочных спеченных материалов и ме­ ханизм их упрочнения / F. Osami, М. Kerichi, М. Yoshiaki И Kawasaki Steel Giho. 1992. Vol. 24, № 4. С. 273-278. (Цитируется по: Металлургия, РЖ, 1993. № 6. Реферат Е55).

42. Порошковая сталь со структурой метастабильного аустенита / В.Н. Анциферов, Н.Н. Масленников, А.А. Шацов, Т.В. Смышляева // Порошко­ вая металлургия. 1994. № 3/4. С. 42-47.

43.Шацов А.А. Инфильтрированные медью карбидостали со струк­ турно-неустойчивой матрицей / А.А. Шацов, Т.В. Смышляева // Трение и износ. 1998. Т. 19. № 1. С. 109-115.

44.Анциферов В.Н. Высокопрочные трещиностойкие концентраци­ онно-неоднородные порошковые никелевые стали / В.Н. Анциферов, М.Г. Латыпов, А.А. Шацов // МиТОМ. 1999. № 11. С. 28-32.

45.Анциферов В.Н. Ферротики с метастабильной матрицей / В.Н. Ан­ циферов, М.Г. Латыпов, А.А. Шацов // Трение и износ. 1996. Т. 17. № 5.

С.644-652.

46.Масленников Н.Н. Карбидостали с повышенной трещиностойко-

стью / Н.Н. Масленников, М.Г.Латыпов, А.А. Шацов // МиТОМ. 1993. № 8.

С.20-23.

47.Пат. 2120352 РФ, 6 В 22 F 7/04, 3/26. Способ соединения деталей из порошковых материалов/ В.Н. Анциферов, А.А. Шацов, Т.В. Смышляе­

ва и др.

48.Capus J. М. PM shakes claims in the automotive world // Metal Powder Report. 2002. № 5. P. 24-25.

49.Анциферов В.Н. Усталостное и ударное разрушение порошковых

концентрационно-неоднородных никелевых сталей / В.Н. Анциферов, М.Г. Латыпов, А.А. Шацов // МиТОМ. 2001. № 6. С. 29-34.

50. Анциферов В.Н. Термическая и термомеханическая обработка концентрационно-неоднородных трипсталей / В.Н. Анциферов, М.Г. Ла­ тыпов, А.А. Шацов // МиТОМ. № 9. 2002. С. 20-23.

51. Skoglund P. High Density PM Components by High Velocity Compac­ tion / P. Skoglund, M. Kejzelman, I. Hauer. // Proceeding of the 2002 World Congress on Powder Metallurgy & Particulate Materials. June 16-21. Orlando, 2002. Vol. 4. P. 85-95.

52. High Velocity Compaction / P. Doremus, F. Duwa, p. Francois et al. // Proceeding of the 2002 World Congress on Powder Metallurgy & Particulate Materials. June 16-21. Orlando, 2002. Vol. 4. P. 96-110.

8. ПЕРСПЕКТИВЫ ПРИМЕНЕНИЯ ТВЕРДЫХ СПЛАВОВ

Твердые сплавы были изобретены К. Шротером в 1923 г. в Германии [1, 2]. С того времени и по сей день они находятся в центре внимания ма­ териаловедов. Так, на Международном конгрессе по порошковой метал­ лургии (декабрь 1998 г.) две первые награды Европейской ассоциации по­ рошковой металлургии (ЕРМА) были вручены за разработки в области карбидсодержащих материалов [3]. К моменту изобретения сплавы систе­ мы WC-Co были вторым (после стали Гатфильда) материалом, находя­ щимся в структурно-неустойчивом состоянии, и в настоящее время они яв­ ляются одним из первых материалов с нанокристаллической структурой. Исходные компоненты твердых сплавов с нанофазной структурой обычно получают по золь-гель-технологии. В научной литературе обсуждают два пути реализации наноструктуры: введение ингибиторов, замедляющих рост зерен (для WC - Со это главным образом карбиды ванадия и хрома), и низкотемпературное спекание с приложением давления, при этом возмо­ жен одновременный синтез алмазов. По-видимому, структурно­ градиентные материалы WC - Со - алмаз станут самыми износостойкими промышленными материалами ближайшего будущего.

Первое внедрение твердых сплавов осуществлено Ф. Круппом в 1927 г., торговая марка «Widia» (wie Diamant - как алмаз). Первоначальное применение материалов системы WC - Со связано с инструментом для протяжки проволоки и износостойкими деталями. Только после исследо­ вания роли карбида вольфрама в формировании структуры и свойств твер­ дых сплавов совершен прорыв в области создания режущего инструмента на базе системы карбид вольфрама - кобальт. В современном машино­ строении 80 % твердых сплавов используют для изготовления режущего инструмента, который существенно превосходит любой известный инст­ румент из быстрорежущих сталей, но при этом доля режущего инструмен­ та из твердых карбидовольфрамовых сплавов среди других видов инстру­ мента составляет всего 3 % [5].

Несмотря на столь длительный период промышленного использова­ ния композитов WC - Со, еще и сегодня не ясны все причины их высокой прочности и все материалы, созданные на основе карбида или карбонит-

- формование деталей в стальных пресс-формах при давлении 50-

200МПа;

-предварительное спекание (выжигание пластификатора) деталей при температуре порядка 900 °С;

-окончательное спекание деталей в вакууме или восстановительной

атмосфере при температуре 1350-1700 °С.

Продолжительность окончательного спекания обычно стремятся ми­ нимизировать с целью уменьшения размера зерна, растворения твердой фазы в матрице, диффузионной пористости, искажений формы деталей и др.

Некоторые преимущества (отсутствие остаточной пористости, более мелкое зерно, менее значительные изменения размеров и формы) возмож­ но получить благодаря изостатическому горячему прессованию и спека­ нию под давлением, но в этом случае резко возрастает стоимость изделий. Указанные технологические приемы используют лишь при изготовлении ответственных крупногабаритных изделий [7], при этом цена 1 кг деталей типа «втулка» достигает 60 долларов США.

Технологические процессы, включающие в себя инфильтрацию, за редким исключением не нашли промышленного использования для компо­ зитов с высокой концентрацией твердой фазы из-за сложности их практи­ ческой реализации и более высокой стоимости изделий по сравнению со стоимостью изделий, изготовляемых по принятой технологии порошковой металлургии.

Важнейшими факторами, определяющими свойства и области приме­ нения твердых сплавов, являются: механические и коррозионные свойства упрочняющей фазы и матрицы, угол смачивания матрицей карбидов или других тугоплавких соединений, термодинамическая стабильность и со­ вместимость компонентов, остаточная пористость, возможность реализа­ ции структурно-неустойчивого состояния матрицы при весьма незначи­ тельном растворении твердой фазы.

Поскольку об эксплуатационных свойствах обсуждаемых материалов судят по их твердости и вязкости, то несколько подробнее следует остано­ виться на связи твердости и вязкости с износостойкостью. В трибологии твердые сплавы пока не нашли широкого применения из-за их относитель­ но высокой стоимости и плохой механической обрабатываемости, а также из-за отсутствия возможности в большинстве случаев найти инженерные решения, повышающие до требуемого уровня износостойкость пар трения. Но по мере развития техники, повышения требований к надежности и дол­ говечности машин и механизмов области применения твердых сплавов расширяются, они становятся незаменимыми в случае высоких нагрузок, ограниченной подачи смазки и особенно в случае абразивного износа.

При скольжении в присутствии абразива объем изношенного мате­

риала можно оценить из выражения, полученного М.М. Хрущевым, кото­ рое устанавливает пропорциональную зависимость объема износа от на­ грузки, пути трения, размера зерна абразива и обратно пропорциональную от начальной твердости металла или другого исследуемого материала.

Износ линейно возрастает с увеличением размера зерна только до не­ которой критической величины, а затем не изменяется, скорость скольже­ ния, если не она приводит к заметному нагреву контакта, тоже мало влияет на величину абразивного износа [8]. С твердостью дело обстоит сложнее, следует рассматривать отношение твердости металла Нм к твердости абра­ зива # а. В диапазоне Нм/ # а = 0,7 1,0 износ относительно невелик, при отношении Ям /Я а = 1,0 ... 1,3 он возрастает с повышением твердости час­ то по линейной зависимости, но если отношение Ям / Яа достигает 1,3-1,7, то износ перестает зависеть от твердости абразива. Исключение составля­ ют материалы, имеющие деформационные фазовые переходы при трении.

Более общим случаем является коррозионно-механический износ, при котором разрушение поверхности происходит под влиянием механическо­ го и коррозионного факторов; интенсивность износа в этом случае опреде­ ляется природой контактирующих материалов, их коррозионной стойко­ стью, воздействием окружающей среды и т.д.

Таким образом, наиболее важными контролируемыми показателями работоспособности твердых сплавов являются твердость, вязкость и кор­ розионная стойкость.

8.2. Структура и механические свойства твердых сплавов

При изготовлении современных твердых сплавов стремятся реализо­ вать один из четырех подходов:

1) измельчить зерно (этот подход традиционен для поликристаллических материалов); принято разделять твердые сплавы на супертонкие (0,2-0,3 мкм), ультратонкие (0,4-0,5 мкм), тонкие (0,6-0,7 мкм) и стан­ дартные (0,9-1,4 мкм) [4, 5];

2)заменить кобальтовую матрицу более коррозионно-стойкой или из­ носостойкой;

3)исключить или частично заменить карбид вольфрама другим кар­ бидом с целью повышения эксплуатационных характеристик и/или сниже­ ния цен на изделия;

4)создать материалы с карбидным упрочнением, более технологич­ ные, чем современные твердые сплавы.

Последний подход представляется наиболее перспективным в плане быстрого получения экономического эффекта. Так, типичная цена твердо­ сплавной пластинки для режущего инструмента находится на уровне пяти

рублей, а производство изделий сложной конфигурации или тонкостенных деталей на несколько порядков повышает стоимость и зачастую делает ис­ пользование твердых сплавов экономически нецелесообразным. Быстрый рост цен на вольфрам и кобальт (до 170 % в год) [9], характерный для на­ чала и середины восьмидесятых годов, в девяностых и двухтысячных го­ дах сменился небольшим монотонным повышением. На первом плане опять оказалась задача создания экономичных технологий изготовления деталей заданной конфигурации.

Две основные характеристики обсуждаемых сплавов - твердость и вязкость. В промышленности качество материалов чаще всего оценивают по твердости, которую можно вычислить из выражения

где Нм - твердость материала по Виккерсу; #у/с - твердость карбида вольфрама по Виккерсу; Pwc - объемная доля карбидной фазы; к - коэф­ фициент, характеризующий взаимодействие между карбидами и связкой («прилегание» [1]); Яв - твердость связки по Виккерсу.

где / - средняя толщина прослойки связки, мм.

Другое известное соотношение между твердостью и микроструктурой

Это соотношение подходит для традиционных твердых сплавов, но может быть использовано для материалов с субмикронным размером час­ тиц. У субмикронных сплавов наблюдается аномальное повышение твер­ дости (порядка 10 %) и эксплуатационных характеристик [4, 10], но неза­ висимо от размера частиц прочность и твердость изменяются согласованно

[4].

С другой характеристикой - вязкостью - для традиционных твердых сплавов, на первый взгляд, все относительно ясно: чем больше доля связки и размер зерна, тем выше вязкость [1]. Однако не ясно, существует ли кор­ реляция между содержанием связки и размером зерна. Этот вопрос не ис­ следован. Сведения о влиянии размера зерна на трещиностойкость К\с> важнейшую характеристику вязкости не только твердых сплавов, но и в целом порошковых материалов, весьма ограничены. Для компактных ма­ териалов и керамики получены данные, согласно которым АГю растет с увеличением зерна [1 1 - 20], не зависит от размера зерна [1 1 , 20, 2 1 ],

уменьшается с уменьшением размера зерна [22]. Бели изменение размера зерна увеличивает долю транскристаллитного разрушения, то K\Q возрас­ тает. В случае разрушения по межзеренному механизму трещиностойкость К\С линейно связана с dta (размер зерна) [20]. В какой-то мере ответ на вышеприведенный вопрос дали последние исследования Института техно­ логии в Вене. В работе [24] показано, что повышение твердости за счет из­ мельчения зерна в системе WC - Со приводит к падению вязкости, но нельзя сказать, что вязкость очень тонкого зерна существенно ниже вязко­ сти грубого зерна. Таким образом, ясно только то, что необходимо стре­ миться к внутризеренному разрушению, этот фактор остается преобла­ дающим независимо от размера зерна. Знание о влиянии размера зерна на эксплуатационные и технологические свойства принципиально важно для активно развиваемых в настоящее время способов инжекционного формо­ вания твердых сплавов [25, 26 27], поскольку сам метод требует примене­ ния мелких частиц.

Итак, уменьшение размера зерна всегда обеспечивает рост твердости, но может способствовать понижению вязкости твердых сплавов. Для дос­ тижения наибольшей вязкости необходимо обеспечить разрушение по внутризеренному механизму.

8.3.Основные добавки к твердым сплавам и их роль

вформировании структуры

Для замедления роста зерен и упрочнения твердых сплавов к WC ча­ ще всего добавляют TiC (так же, как и в быстрорежущие стали [28]), VC, NbC, ТаС, СГ2С3 [29, 30, 31]. В работе [29] приведены результаты исследо­ вания влияния малых добавок V2O5 и V8C7 на вязкость твердых сплавов. В случае использования карбида ванадия при равной твердости вязкость ис­ следованных сплавов оказалась существенно выше, чем системы WC - Со (средний размер частиц 1,28 мкм), несмотря на присутствие a -фазы. По нашему мнению, установленный эффект обусловлен дестабилизацией ва­ надием кобальтовой связки. Судя по всему, аналогично действует и хром [30]. В обоих случаях наблюдается также измельчение зерна, так как мел­ кие тугоплавкие карбиды хрома и ванадия являются стопорами. Более то­ го, вычисленные значения энергии активации роста зерен Q показывают, что Q за счет добавок 0,5-1,0 % карбидов может возрасти вдвое. Предпо­ ложительным механизмом роста энергии активации является образование в жидкой фазе кластеров W - V - Сг/С, затрудняющих транспорт атомов вольфрама и углерода [32].

На первый взгляд несколько отличаются от вышерассмотренных ре­ зультаты работы [24], в которой доказана большая выгода легирования