книги / Новые конструкционные материалы низкоуглеродистые мартенситные и порошковые стали

казатель степени

В табл. 5.2 представлены основные уравнения прессования. Их анализ показывает, что давление прессования зависит от ряда факторов: контакт­ ного давления при достижении в прессовке нулевой пористости, предела текучести материала частиц, предела прочности, коэффициента трения, модуля упругости, коэффициента Пуассона, геометрических размеров прессовки, хода пуансона в процессе прессования, модуля упругости мате­ риала порошка.

Простейшая пресс-форма состоит из матрицы, верхнего и нижнего пуансона. Порошок засыпают в матрицу между верхним и нижним пуан­ соном. Технические порошки характеризуются достаточно высокой под­ вижностью, занимают место между жидкостью и твердыми телами. Уже при засыпании порошка в форму поверхностные слои частиц воспринима­ ют контактную нагрузку.

Под контактной поверхностью имеют в виду ту часть общей внешней поверхности всех частиц порошка или брикета, которая характеризуется соприкосновением частиц между собой и через которую передается на­ пряжение. Контактная поверхность может быть измерена при помощи электросопротивления по формуле

где Su - номинальное сечение образца; SK- контактная поверхность в но­ минальном сечении образца; X - удельная электропроводность компактно­ го материала; Хк - контактная удельная электропроводность пористого тела.

Порошок под воздействием пуансонов растекается в стороны, созда­ вая давление, действующее на стенки пресс-формы. В результате взаимно­ го трения частиц, заклинивания и других факторов, затрудняющих боковое перемещение частиц, давление на стенки матрицы передается меньшее,

чем в направлении прессования. Между наружным слоем порошка и стен­ ками пресс-формы возникает таким образом трение, возрастающее с уве­ личением бокового давления прессования. В результате сил трения образу­ ется значительный перепад давления по высоте орикета. Трение возникает также между порошком и поверхностью пуансонов.

В теории прессования существуют два основных направления вывода основного уравнения прессования, связывающего давление и плотность. Первое решает задачу элементарным путем, во многих случаях с помощью достаточно простых уравнений. Второе направление характеризуется большей математической точностью и физической обоснованностью ре­ шения. Однако математические зависимости здесь очень сложные и не всегда приводят к практическим результатам. К этому направлению отно­ сятся теории, основанные на изучении контактных явлений при взаимо­ действии частиц. Первые уравнения зависимости плотности от давления прессования предложены М.Ю. Балыниным (см. табл. 5.2). Для идеального процесса прессования уравнение имеет вид:

в практике прессования это уравнение применяют чаще других.

Боковое давление. Коэффициент бокового давления представляет со­ бой отношение бокового давления (Рбок) к давлению прессования (Л>сев)’

В общем случае е характеризует пластичность уплотняемого мате­ риала.

Трение. Различают трение внешнее и межчастичное. Потери давления на преодоление сил трения между частицами порошков и стенками прессформы могут составлять 60-90 %. Внешнее трение определяет усилие, не­ обходимое для выталкивания брикета, оно обычно составляет 0,2-0,35 от давления прессования и тем больше, чем выше брикет и меньше площадь его поперечного сечения.

5.3. Особенности спекания железных и легированных порошков

Спекание заключается в нагреве исходной порошковой массы или прессовки в защитной атмосфере до температуры, не превышающей тем­ пературу точки плавления основного компонента. В практике ПМ имеются еще два главных вида спекания. При горячем прессовании порошковая масса или прессовка подвергается воздействию как повышенной темпера­ туры, так и внешнего давления: в данном случае температура также оста­ ется ниже температуры точки плавления материала. Этот метод широко

Итак, вещество переносится на вогнутую поверхность с выпуклой для уменьшения свободной энергии.

Консолидация порошкового материала начинается на стадии прессо­ вания, а структура и свойства формируются в процессе спекания.

Теория рассматривает шесть возможных механизмов увеличения площади контакта между частицами, при этом во всех случаях площадь контакта в степени п = 2 ... 7 пропорциональна продолжительности спека­ ния [4, 5, 6]. В качестве модели используют схему спекания двух сфериче­ ских частиц. Различают следующие механизмы роста площади контакта между сферическими крупинками: вязкого течения; объемной диффузии, при котором стоком избыточных вакансии является выпуклая поверхность крупинок; объемной диффузии, при котором стоком избыточных вакансий служит граница или дислокации; поверхностной диффузии; переноса ве­ щества через газовую фазу; граничной диффузии [5].

При реализации механизма вязкого течения, описываемого законом Френкеля [4], происходит кооперативное перемещение молекул вещества в

где У] - коэффициент вязкости спекаемого материала (пропорционален ко­ эффициенту диффузии); у - поверхностное натяжение или свободная по­ верхностная энергия; t - продолжительность спекания; г - радиус сфериче­ ской частицы; х - радиус зоны контакта.

При спекании кристаллических материалов сжатые области (выпук­ лые поверхности) действуют как стоки вакансий, а вогнутые - как источ­ ники. В случае миграции атомов путем объёмной диффузии рост контак­ тов подчиняется установленному Кучинским закону:

кТ

где D - коэффициент объёмной диффузии; VQ- объем вакансий; к - посто­ янная Больцмана; Т- температура, К.

Когда атомы мигрируют в площадь контакта по механизму объёмной диффузии, то происходит сближение центров частиц, и тогда х5 - г, если стоком вакансий является граница зерна, то показатель степени п = 4 [4]. Сток атомов по механизму поверхностной диффузии от выпуклых участ­ ков к вогнутым не сопровождается сближением центров частиц, при реа­ лизации этого механизма п = 7 [4, 5, 6]. Если вещество переносится через газовую фазу (х5 ~ г), то сближения центров при этом не происходит. При-

пекание частиц под действием внешнего давления приводит к сближению их центров (п = 4) [4].

В реальных материалах рост площади и числа межчастичных контак­ тов совпадает во времени с рекристаллизацией, гомогенизацией, усадкой и другими процессами формирования структуры. Объемная деформация частиц под действием силы поверхностного натяжения вызывает усадку

относительная скорость сокращения объёма пор в момент начала изотер­ мической выдержки; т - параметр, характеризующий интенсивность паде­ ния скорости сокращения объёма пор.

С увеличением площади и числа межчастичных контактов зерна на­ чинают прорастать из одной частицы в другую до образования зерен неко­ торого среднего размера, при этом окислы, метастабильные фазы, поры и включения препятствуют росту зерен аустенита. Особенно сильно замед­ ляют рост зерна включения и поры неправильной формы [6], поэтому зер­ но порошковых сталей намного меньше, чем традиционных.

Неравновесные составляющие структуры наряду с порами являются концентраторами напряжения, они повышают общий уровень термических и структурных напряжений в материалах, так как их физические характе­ ристики существенно отличаются от свойств твердых растворов на основе железа.

В работе [8] сопоставлены результаты исследований различных вари­ антов исходного состояния структуры. Образцы получали напяливанием порошка из закаленной стали и последующим прессованием. Такой способ обеспечивает высокую концентрацию дефектов в связи с разветвленно­ стью поверхности частиц, неравномерностью деформаций, содержанием избыточных вакансий. Независимо от предшествующей термообработки кинетика образования аустенита существенно отличалась от кинетики а -> у-превращения образцов, изготовленных без применения напялива­ ния. Влияние дефектов прежде всего проявлялось в ускорении образования аустенита и последующем распаде (J = 750 °С).

Повышенная дефектность прессовки существенно ускоряет спекание. Дислокационные структуры в диффузионной зоне формируются вследст­ вие релаксации напряжений и перемещения их с поверхности образца в его объем. В процессе спекания многокомпонентных композиций дислокации несоответствия следуют за изоконцентрационными поверхностями, спо­ собствуя релаксации напряжений, что вызывает рост эффективного коэф­ фициента объемной диффузии и может служить причиной ускорения го­

могенизации. Заметные изменения коэффициента диффузии наблюдаются при плотности дислокации примерно 10 0 см”2 [5].

Возможность активирования процесса спекания вследствие появления избыточных вакансий (из-за различия парциальных коэффициентов диф­ фузии компонентов) доказана экспериментально. Опыты со смесями по­ рошков медь - никель, хром - молибден, хром - вольфрам показали, что локальное разрыхление структуры из-за концентрации избыточных вакан­ сий в диффузионной зоне способствует ускорению переноса вещества только в первый час отжига. Примером практичного использования этого эффекта является введение легирующих элементов в состав химических соединений, разлагаемых на стадии спекания [5], что ускоряет усадку и гомогенизацию материалов.

Взаимодействие элементов структуры металла в процессе спекания приводит к тому, что неоднородная плотность чаще всего способствует ус­ корению массопереноса и гомогенизации за счет увеличения эффективного коэффициента диффузии, а отличие парциальных коэффициентов диффу­ зии компонентов вызывает, в свою очередь, образование новых пор (эф­ фект Френкеля) и трансформацию пористой структуры. Диффузионная го­ могенизация может сопровождаться как ускорением усадки, так и замед­ лением. В зависимости от уровня пористости и концентрационной неодно­ родности при охлаждении стали с температуры спекания или после термо­ обработки формируется структура материала, определяющая его свойства. Высокая негомогенность структуры порошковых поликомпонентных ста­ лей сохраняется даже при их длительном спекании, горячей или холодной штамповке и последующей продолжительной гомогенизации [9]. Поэтому важное практическое значение имеет выбор технологических процессов и легирующих элементов, обеспечивающих наибольшую однородность структуры сталей.

Рассмотрим далее влияние основных легирующих элементов на фор­ мирование структуры и свойств порошковых сталей.

Наиболее широко в качестве легирующего элемента порошковых ста­ лей используют медь (до 20 %). При содержании 1,5-3 % медь компенси­ рует усадку брикетов. Это позволяет получать детали сложной формы, для изготовления которых требуется калибровка или допрессовка с использо­ ванием одного и того же инструмента [10, 11]. Аномальные изменения объема брикета, содержащего медь, объясняются проникновением рас­ плавленной меди по благоприятно ориентированным границам кристалли­ тов. Растворяясь, медь увеличивает объем частиц вещества, что приводит к увеличению объема заготовки [10, 12, 13].

Повышение концентрации меди от 1 до 7 % при содержании углерода примерно 0,5 % (оптимальное для конструкционных порошковых сталей) [2, 14] вызывает монотонный рост прочности и понижение пластичности, а

при содержании меди выше 7 % снижается и прочность. Ударная вязкость монотонно понижается при увеличении содержания меди [15] во всем ин­ тервале ее концентраций, используемых для легирования конструкцион­ ных сталей.

Другим распространенным легирующим элементом является никель. Сохраняя или даже увеличивая уровень прочности и облегчая термообра­ ботку, никель повышает пластичность и ударную вязкость спеченного ма­ териала [16]. Благодаря небольшому сродству никеля и кислорода, пригод­ ные для спекания железа среды успешно применяют и для спекания желе­ зоникелевых сплавов. В одном из исследований показано, что электроли­ тический порошок железа, легированного 5 % никеля, спрессованный при 550 МПа и спеченный при 1300 °С в течение 1 ч, имел предел прочности 380 МПа и относительное удлинение 22 %, а без присадок никеля механи­ ческие свойства были 330 МПа и 10 % соответственно [16]. Большое влия­ ние на формирование структуры и свойств оказывает не только содержа­ ние легирующего элемента, но и размер, форма и способ получения частиц порошка основного компонента и легирующей присадки [10,13]. Из элек­ тролитического, карбонильного и восстановленного порошков никеля предпочтительно использовать два последних. Переход от электролитиче­ ского никеля к восстановленому приводит к повышению предела прочно­ сти в 1 ,1-1,3 раза, относительного удлинения в 2 ,0- 2 ,5 раза, ударной вяз­ кости более чем в 1,5 раза [17].

При концентрациях до 3-4 % влияние никеля на свойства порошко­ вых сталей неоднозначно. Например, выявлено снижение механических характеристик термообработанных хромоникельмолибденовых сталей при увеличении концентрации никеля от 1 до 3 % [2]. При легировании тради­ ционных материалов этого не наблюдается. Такой эффект могут объяснить только данные исследования структуры и концентрационной неоднород­ ности распределения легирующих элементов. Так, распад негомогенного переохлажденного аустенита приводит к образованию структурных со­ ставляющих, существенно отличающихся по прочности и разрушающей деформации, что негативно сказывается на физико-механических свойст­ вах стали [18]. При дальнейшем увеличении концентрации никеля до 5-6 % неоднородность его распределения оказывает меньшее влияние, так как концентрация никеля становится, по-видимому, достаточной для пре­ вращения аустенита в мартенсит во всех микрообъемах. При концентраци­ ях никеля 3,5-4,0 % крутой участок зависимости упрочнения феррита сме­ няется пологим [19]. Это свидетельствует о том, что относительная невы­ сокая неоднородность распределения слабо влияет на свойства стали (со­ держание никеля в карбидной фазе 1,0-1,3 % [20]). Следовательно, при ле­ гировании активным карбонильным никелем, способствующим ускорению усадки, сталь может не уступать по свойствам материалам из легирован­

(Fe,Cr)7C3, обладающий исключительно устойчивостью к растворению в аустените.

Спеченные стали с концентрацией хрома до 3 % содержат карбидную фазу (Fe,Cr)3C, а при 5 % - (Fe,Cr)3C, (Fe,Cr)23C6, (Fe,Cr)7C3. Хромсодер­ жащие карбиды образуются уже при 900-950 °С, а карбиды молибдена при температурах выше 1100 °С [20, 23]. Взаимодействие между компонентами сталей, включающих в себя карбиды хрома и молибдена, начинается при 900-950 °С и протекает более интенсивно, чем в сталях, легированных од­ ним хромом и молибденом. Молибден и хром в отдельности выклинивают у-фазу, а углерод растворяется в Of-фазе очень незначительно, поэтому слой о^-фазы, образующейся вокруг частиц карбидов хрома или молибдена, за­ трудняет диффузию углерода и препятствует растворению карбидов. Со­ вместная диффузия в сталь хрома и молибдена расширяет и стабилизирует у-фазу, что приводит к более интенсивному растворению карбидов. По­ этому совместное легирование порошковой стали хромом и молибденом способствует получению гомогенной структуры [23, 24] и позволяет ис­ пользовать порошок хрома, это значительно удешевляет сталь.

Кремний является недефицитным и дешевым легирующим элементом. Он сильно повышает прочность стали, а его малые присадки не уменьша­ ют ударную вязкость. Однако близкую к критической концентрацию кремния может содержать уже порошок железа. Кроме того, у кремния большое сродство к кислороду и порошковые стали трудно получить из композиций из-за сложности их спекания.

Наибольший эффект достигают, используя порошки сплавов. Их по­ лучают методом распыления и диффузионного насыщения, однако из-за отсутствия промышленного производства порошков, легированных крем­ нием, конструкционные стали продолжают изготовлять из смесей метал­ лических порошков. Важной особенностью легирования кремнием являет­ ся большая разница между его коэффициентом диффузии в железе и коэф­ фициентом самодиффузии железа. В результате области с повышенным содержанием кремния окаймлены порами. Наряду с этим даже двухчасо­ вое спекание при 1200 °С не может обеспечить однородного распределе­ ния кремния, его концентрация внутри контура в 5-10 раз превышает кон­ центрацию за пределами контура [12 ].

Широкое применение кремний нашел благодаря графитизирующему воздействию в антифрикционных материалах [13]. Порошковые стали имеют пониженные пластические свойства. Введение кремния повышает их прочность, но еще более понижает пластичность.

Таким образом, дополнительное легирование кремнием не приводит к повышению физико-механических свойств стали, но примеси кремния в порошковым железе оказывают положительное влияние на ее свойства.

В качестве легирующего элемента сталей широко применяют марга­ нец. В порошках технического железа содержание марганца достигает 0,7 %. В 3 %-й марганцовистой стали количество марганца в карбиде при­ мерно 16 % [20]. При содержании до 3 % марганец упрочняет феррит сла­ бее, чем никель, а при содержании 3 % - сильнее. Максимальное значение ударной вязкости достигается при содержании марганца в феррите, близ­ ком к 1 %, но затем ударная вязкость резко понижается и при концентра­ ции марганца около 1,5 % соответствует ударной вязкости нелегированно­ го феррита. Легирование 5%-й никелевой стали дополнительно 0,5 % С и 0,5 % Мп приводит к росту ее прочности с 370 до 550 МПа и одновремен­ ному уменьшению пластичности с 22 % до 8 % [10]. При увеличении со­ держания марганца с 2 до 6 % происходит почти двукратный рост прочно­ сти и понижение пластичности в 2,5 раза. Замена в низколегированных по­ рошковых сталях никеля марганцем незначительно увеличивает проч­ ность, но при этом пластичность и ударная вязкость уменьшаются в 1,5— 2,0 раза, поэтому легирование никелем предпочтительнее, чем марганцем.

Вместе с тем примеси марганца, содержащиеся в порошке технического железа, благоприятно влияют на свойства стали.

Анализ влияния легирующих элементов на свойства порошковых ста­ лей показывает, что высокие механические свойства имеют стали, легиро­ ванные хромом, никелем и молибденом. При выборе композиций необхо­ димо также учитывать факторы, влияющие на прессуемость брикетов на стадии их формования, и возможности образования диффузионной порис­ тости и труднорастворимых соединений при спекании. Поэтому в шихту предпочтительно вводить компоненты, имеющие близкие по величине парциальные коэффициенты диффузии, не образующие термодинамически устойчивые фазы и обеспечивающие достаточную для получения заданной пористости прессуемость шихты.

Пористость конструкционного материала выбирают в зависимости от условий эксплуатации; регулируя плотность, получают детали оптималь­ ной массы с заданным запасом прочности. Так как пористость - важней­ шая структурная характеристика, то ее влияние на все физико­ механические свойства изучено наиболее полно. Прочность материалов малой и средней пористости и их физические константы: электросопро­ тивление, теплопроводность, модуль упругости и другие, чаще всего опи­ сывают эмпирическим выражением [25,26, 27]

где Х и Х к - свойства пористого и компактного материала соответственно; П - пористость; т - показатель степени. В узком интервале изменения по­ ристости используют зависимость