Порошкові зносостійкі матеріали на основі заліза

Технологія порошкової металургії дозволяє найбільш повно реалізувати перераховані вище основні умови створення зносостійких матеріалів з яскраво вираженою гетерогенною структурою [1,2]. З урахуванням того, що ці матеріали працюють в самих різноманітних умовах: при різних навантаженнях та швидкостях, при терті кочення та ковзання, абразивному зношуванні, статичних та ударних навантаженнях, при різних умовах змащування і т.д., зносостійкі конструкційні матеріали досить різноманітні за хімічним складом та технології їх виготовлення. Одним з перших характерних прикладів використання технології порошкової металургії для отримання зносостійких матеріалів є виготовлення деталей з залізного порошку методом одно-, або дворазового пресування та спікання, з послідуючою цементацією спечених деталей в твердому або газовому карбюризаторі. При цьому, як показали результати досліджень, підвищення пористості зразків перед цементацією більше 10 % забезпечує значний приріст глибини навугюцювання та зниження градієнту концентрації вуглецю по глибині деталі [11].

Для виготовлення шестерень, що відрізняються високою зносостійкістю, використовували технологію двократного пресування та спікання порошкових матеріалів з суміші 85 %Fe + 15 % чавуну та сталі, отриманої із суміші порошків заліза – 50 % и ШХ-15 – 50 %.

Використання основних принципів отримання зносостійких матеріалів, що передбачають необхідність створення чітко вираженої нерівновісної структури з суттєвою різницею в мікротвердості основи сплаву та твердої фази, призвело до розробки зносостійкої порошкової хромистої сталі ЖЧ25Х3, що виготовляється двократним пресуванням та спіканням із суміші порошків заліза – 65 %, білого чавуну – 25 % та хромистої сталі марки Х30 – 10 % [12].

В якості хромовмісної добавок можуть бути також використані ферохром, хромований залізний порошок або порошок карбіду хрому. При цьому, передумовами для створення чітко вираженої нерівноважної структури в даному випадку слугує використання високолегованих хромистих добавок та застосування режимів спікання, що не призводять до гомогенізації структури. Після спікання матеріал характеризується нерівноважною будовою в межах мікрооб’ємів: окремі зерна сплаву з високим вмістом хрому оточені полем, що являє собою низьколегований ферито – перліт, що набуває після гартування з 840 °С структуру мартенситу або троосто – мартенситу. Мікротвердість основи становить 5,0 ¸ 7,0 ГПа, хромистих включень, багатих карбідами – 10,5 ¸ 13,0 ГПа [2]. Зносостійкість деталей масляного насосу з порошкової сталі Ж425Х3, не дивлячись на залишкову пористість в 10 ¸ 12 %, перевищує зносостійкість аналогічних деталей із литої підшипникової сталі ШХ-15 в 2 ¸ 4 рази.

Яскравим прикладом порошкових зносостійких матеріалів, синтез котрих традиційними методами лиття та обробки тиском практично не можливий, є металоскляні композити, що являють собою відносно пластичну металеву матрицю, в якій рівномірно розподілені включення скла, що володіють високою твердістю. Змінюючи склад металевої матриці та вміст скляної фази, можна отримувати матеріали з широким діапазоном властивостей. При цьому, механічні властивості спечених металоскляних матеріалів знижуються зі збільшенням вмісту скла, а їх фрикційні характеристики (коефіцієнт тертя та інтенсивність зношування) мінімізуються при вмісті скляної фази в межах 6 ¸ 10 % по об’єму [2]. Підвищення кількості скляної фази над вказані значення призводить до погіршення фрикційних характеристик метало скляних матеріалів в зв’язку з різким зниженням їх міцності, а відповідно і несучої здатності. Характерною особливістю гетеро фазної структури таких матеріалів є суттєва різниця в мікротвердості пластичної матриці та твердих включень, що досягає 5,0 ГПа [13].

Як вказувалось раніше, висока стійкість проти зношування в значній мірі визначається високою поверхневою твердістю матеріалу, що забезпечується, як правило, за рахунок наявності певної долі карбідної складової структури. В той же час, відомими прикладами зносостійкості в умовах високих питомих навантажень та ударів показують високомарганцеві сталі аустенітного класу, що володіють відносно низькою твердістю (200 – 250 НВ). Однак, одним з недоліків литих високомарганцевих сталей є складність їх механічної обробки, в той час як застосування методів порошкової металургії для виготовлення деталей із аналогічних матеріалів дозволяє уникнути операції механічної обробки або значно зменшити її об’єм. Дослідження абразивної зносостійкості зразків, виготовлених з порошку 1,4 ¸ 1,6 %С, 14 ¸1 6 %Mn та 0 ¸ 0,12 %Nb пресуванням, спіканням при 1200 °С з послідуючою холодною допре совкою, показало їх підвищенну стійкість у порівнянні з литою сталю Г13Л. При цьому, зі зменшенням пористості з 17¸18 % до 12¸13 % зменшується і коефіцієнт відносного зношування порівняно з литою сталю з 0,97 до 0,82.

В останній час привертають увагу дослідників борвмісні сплави на основі заліза завдяки їх високій міцності, твердості та зносостійкості при їх відносно малій вартості. Це дозволяє розглядати їх як перспективні матеріали для отримання зносостійких сплавів [14]. Так, результати досліджень показали, що зносостійкість композиційних наплавочних матеріалів на основі сплаву системи Fe – B – C порівняна, а окремих випадках і перевищує по зносостійкості матеріали на основі значно більш дорожчого карбіду вольфраму. Додаткове легування боридів заліза молібденом та ніобієм підвищує ресурс стійкості сплавів, призначених для роботи при кімнатній температурі, а легування хромом та ванадієм дозволяє використовувати їх в умовах підвищених температур до 400 °С [15].

Відносно високою міцністю та зносостійкістю володіють порошкові матеріали, отримані спіканням пресовок з шихти складу залізо – 0,5¸1,0 % карбіду бору [15]. Карбід бору не тільки зміцнює матеріал, але й також слугує активатором при спіканні: в системах Fe – B – C має місце евтектичне перетворення, в порошковій суміші залізо – карбід бору при температурі вище 1100 °С відбувається контактне плавлення, а рідка фаза що зявляється активує ущільнення [16]. Гетерогенна структура отриманого матеріалу, являє собою леговану матрицю та тверді включення складних карбідів та боридів, забезпечує підвищену зносостійкість, наприклад, у порівнянні зі сталю 45, в 3 ¸ 3,5 разів [14].

Спроби використання залізоборидних порошкових композиційних матеріал для роботи в умовах підвищених термодинамічних навантажень (наприклад, в якості формоутворюючих деталей кокілів або форкамер дизельних двигунів) призвели до необхідності розробки технології отримання без пористого псевдосплаву [17]. В зв’язку з цим певний інтерес представляє технологія одержання порошкових композицій з використанням методу просочування пористого тугоплавкого каркасу рідкими більш легкоплавкими металами чи сплавами [18]. При отриманні залізоборидного сплаву в якості тугоплавкої складової використовується порошок заліза, спресований в заготовки з пористістю 22 ¸ 24 %, а матеріал просочення складається з сплаву з 3,8¸4 %В, температура плавлення котрого більш ніж на 300 °С нижче за температуру плавлення сталевих порошків. Евтектичний сплав заліза з бором добре змочує твердофазне залізо, активно відновлює оксиди. Після просочування відносна щільність матеріалу складає 98¸99 % при суттєво гетерогенній структурі, що складається з феритної та евтектичної фаз, мікротвердість котрих складає 1,5 ¸ 2,3 і 4,0 ¸ 5,0 ГПа відповідно. Додаткове легування просочуючого сплаву молібденом, ніобієм та вольфрамом не тільки суттєво підвищує механічні характеристики композиційного матеріалу, але й його теплостійкість. Матеріал, отриманий шляхом просочування пористої залізної матриці сплавом складу Fe + 3,8 % B + 1,5% Nb + 4,5 % Mo, має міцність на розрив 540¸560 МПа і може використовуватися для виготовлення формоутворюючих виробів, що працюють при 650¸700 °С.

Автори [19] вказують також на позитивний вплив додаткової гарячої обробки тиском просочених залізоборидних композицій, в результаті якої відбувається не тільки до ущільнення матеріалу, але і суттєве зближення боридних ділянок між собою за рахунок деформації залізної основи.

Аналіз властивостей розглянутих вище матеріалів дозволяє зробити висновок, що, не дивлячись на відносно високі характеристики зносостійкості, область їх застосування обмежена через понижену несучу здатність, що визначається, при однакових умовах, міцність та відносною щільністю металічної матриці. В зв’язку з цим очевидно, що для суттєво підвищення фізико – механічних та експлуатаційних властивостей матеріалів, що працюють в умовах інтенсивного знощування, необхідно застосування технології, що забезпечує отримання високо щільних заготовок.

Одним з найбільш широко застосовуваних методів отримання порошкових матеріалів високої, щільності, що традиційно використовується, зокрема, в твердосплавному виробництві, є метод спікання в присутності рідкої металічної фази [20]. На відміну від твердофазного спікання, рушійними силами якого є дифузійні процеси, в’язка течія та рекристалізація, при появі рідкої фази значно збільшується швидкість дифузії компонентів, полегшується рух твердих частинок відносно одна одної, в зв’язку з чим відбувається швидке заповнення пор та капілярів. Це дозволяє за короткий час досягти близької до теоретичної щільності матеріалу, що спікається. Крім того, рідка фаза, в якій частково розчиняється речовина твердої фази, інтенсифікує його перенос, внаслідок чого може змінюватися рухливість дефектів на границях частинок, можлива поява нових дефектів кристалу або збільшення напруженого стану гратки твердих частинок під дією змочуючої рідини [20].

Використання технології рідкофазного спікання дозволили розробити способ отримання та склади цілого ряду щільних порошкових матеріалів на основі заліза, що володіють підвищеною твердістю та зносостійкістю. Вихідними компонентами для отримання сплавів слугують порошок заліза, карбіди перехідних металів IV-VI груп періодичної системи елементів Д.И.Менделеева та графіт. Масова частка карбідів перехідних металів (TiC, WC, Mo₂C, Cr₂C₂, VC, NbC₂, TaC) складає близько 20 %, вуглецю 1,5¸5,0%, залізо – залишок. Отримані матеріали володіють високою міцністю, в’язкістю, твердістю та зносостійкістю, і рекомендуються розробниками для виготовлення виробів та деталей гірничого обладнання.

Одним з перспективних порошкових матеріалів для роботи в умовах тертя, абразивного зношування та високої температури є карбідохромові сплави зі зв’язкою на залізній основі. Перші спроби створення твердих сплавів на основі карбіду хрому з залізо – вуглецевою зв’язкою були представлені в [21]. Матеріал містив 20% зв’язки, що представляла собою відбілений чавун з 3,8% С і відрізнявся високою твердістю (88 HRA), однак мав надзвичайно низькі характеристики міцності (s_изг. = 190 МПа). Низький рівень механічних властивостей цих матеріалів пояснюється активною взаємодією чавунної складової з карбідом хрому, що призводить до утворення в складі цементуючої фази значної кількості складних залізохромових карбідів і зменшення концентрації металевої складваї. В зв’язку з високою крихкістю та низькою міцністю ці матеріали не знайшли широкого застосування в промисловості.

Значне підвищення міцності матеріалів системи карбід хрому – залізо – вуглець було досягнуто при використанні в якості цементуючої зв’язки замість чавуну порошку заліза. Спікання зразків, що спресовані з порошкової суміші, проходить з інтенсивною усадкою в температурному інтервалі 1130 – 1150 °С, що викликано появою рідкої фази, яка утворюється в результаті плавлення евтектики Fe – Cr – C. Дослідження впливу кількості залізної зв’язки в сплаві на його механічні характеристики показало, що збільшення вмісту залізу з 40 до 70 % призводить до зниження твердості та підвищенню міцності і ударної в’язкості матеріалу, що пояснюється підвищеним вмістом більш пластичної металічної складової, що являє собою вуглецевий ферохром. При вмісті у вихідній шихті до 60 % заліза металічна фаза представлена у вигляді окремих розрізнених включень, а в сплаві з 70 % заліза вона представляє собою основне поле, в якому розташовані розгалужені колонії залазохромового карбіду. Така перестройка структури викликає різке підвищення міцності на згинання та ударну в’язкість. Так, зі збільшенням вмісту заліза від 60 до 70% ударна в’язкість збільшується в 3,5, а межа міцності на згинання в 1,6 разів. Мікротвердість карбідної фази складає 1350¸1400, а вуглецевого ферохрому - 6150¸6200 МПа.

В роботі [22] в якості хромовмісної добавки для отримання зносостійкого залізохромового сплаву запропоновано замість карбіду хрому використовувати порошок промислового пічного ферохрому. Як показав автор, механізм розчинення вуглецевого ферохрому в залізі аналогічний до механізму розчинення карбіду хрому Сr₃C₂, однак процес розчинення ферохрому починається при більш низьких температурах (1000 °С) і в інтервалі температур 1000 ¸ 1100 °С йде швидше, ніж у Cr₃C₂.

Великий інтерес представляє можливість використання в якості твердої фази бориду хрому. Порошкові псевдосплави з CrB₂ володіють високою твердістью, стійкістю проти абразивного зношування, хімічною стійкістю проти концентрованих кислот, термостійкістю. Спікання сумішей CrB₂ - (10¸30%) Fe, супроводжується максимальною усадкою, проходить в інтервалі температур 1500 ¸ 1600 °С, хоча у сплавів бориду хрому з залізом рідка фаза з’являється вже при температурі 1100 °С. Твердість зразків сплавів CrB₂ – Fe при підвищенні температури спікання з 1100 °С до 1600 °С зростає і досягає максимального значення (82 ¸ 84 HRA) при 1500 ¸ 1600 °С.

Класичним прикладом зносостійких матеріалів, що володіють суттєво гетерогенною структурою, є карбідосталі, містячи металеву зв’язку, як правило, із легованих сталей та карбідів з масовою часткою останніх від 20 до 70 % [23,24]. В якості карбідної складової для карбідосталей найчастіше використовують карбід титану. Співвідношення в карбідосталі тугоплавких карбідів та сталевої складової вибирають в залежності від її призначення та вимог, що пред’являються до отримуваного матеріалу. Чим більше вміст в карбідосталі тугоплавкої фази, тим вище її твердості та зносостійкість, однак нижче ударна в’язкість. При цьому, як показано [24], не залежно від складу зв’язки у всіх випадках спостерігається суттєве зниження міцності на згинання при збільшенні вмісту сталевої зв’язки вище 45¸50%.

Попередньо в якості металевої складової карбідосталей використовували вуглецеві сталі, котрі в подальшому з ціллю підвищення твердості були замінені на високолеговані сталі марок Х12М, Х18Р15, Х6В3М, Р18, Р6М5 и ін. [23]. В роботі [25] приводяться дані про використання в якості металевої зв’язки сталі Гадфільда (аустенітного класу).

Структура твердих сплавів формується, в основному, в процесі рідкофазного спікання, що відбувається при температурах плавлення евтектики карбід титану – сталь. В процесі спікання відбувається насичення поверхонь зерен карбіду титану легуючими елементами в результаті дифузійної взаємодії з ними сталевої зв’язки з утворенням так званих “кільцевої структури” [23]. Остання дещо знижує поверхневу твердість карбідних зерен і підвищує пластичність, що сприяє підвищенню загальної пластичності карбідосталі.

З метою активування спікання карбідосталі та зниження мінімальної температури процесу автори [25] вводять в порошкову суміш складу: швидкоріжуча сталь M3/2 – 0,5 % (ваг.) С – 5-10 % (обємн.) TiC (або TiN) активуючу добавку Cu₃P в кількості 7 % (ваг.). Композиційний матеріал вказаного складу задовільно спікається до практично без пористого стану при температурі 1140 – 1170 °С і представляє інтерес як зносостійкий композит з металевою матрицею для автомобільної промисловості. Дослідження впливу вмісту керамічних частинок на механічні властивості спеченого матеріалу проказало, що підвищення вмісту останніх від 0 до 10 % викликає ріст твердості (від HV = 671 - 699 MПa при 0 % до 745 - 770 MПa - при 5 - 10 %), в той час як подальше підвищення вмісту TiC (TiN) до 20 % призводить до зниження твердості внаслідок підвищеної пористості матеріалу після спікання. Характеристики міцності матеріалу при вмісті твердих частинок в межах 0 - 10 % знаходиться на рівні s_изг. = 1,35 - 1,40 ГПa, а при збільшенні їх вмісту вище 10 % міцність на згинання не перевищує 1,00 ГПa [25].

В якості твердої складової в матеріалах на основі швидкоріжучої сталі з активуючою добавкою Cu₃P поряд з карбідом та нітридом титану можна використовувати карбід ніобію [44], а також 10 % (об.) Al₂O₃.

Автори роботи [46] вказують про використанні в якості зносостійкого композиційного матеріалу порошкової сталі складу 3%Cr - 2%Ni - 2%Cu - 0,8%C - Fe - осн. з добавкою 3 %(мас.) WC. В ряді закордонних публікацій приведені дані про можливість заміни кобальту а традиційних карбідо-вольфрамових твердих сплавах металевими зв’язками на основі заліза, зокрема – залізо-марганцевим сплавом. Карбідовольфрамовий композит з сталевою зв’язкою займає по своїм фізико-механічним та експлуатаційним властивостям проміжне положення між швидкоріжучою сталлю та традиційними твердими сплавами, та може з успіхом використовуватись для виготовлення ріжучого інструменту дозволяючи, при цьому, застосовувати більш жорсткі режими різання у порівнянні з швидкоріжучою сталлю. Псевдо сплав системи WC-Fe-Mn є перспективним матеріалом для виготовлення високозносостійких конструкційних деталей.

Альтернативною рідкофазному спіканню технологією отримання карбідосталей є застосування методу просочування карбідного каркасу сталевим розплавом. Матеріали, отримані цим методом, як правило, мають більш високу щільність та ударну в’язкість, ніж отримані звичаним методом пресування та рідкофазного спікання [23]. Технологія виготовлення карбідосталей методом просочування включає формоутворення карбідного каркасу, його попереднє спікання та послідуюче просочування сталевим розплавом. Просочені по оптимальним режимам зразки зберігають свою форму і, на відміну від технології рідкофазного спікання, попередні розміри, не мають здутостей та напливів.

Карбідосталі, як і традиційні леговані сталі, піддаються всім видам термічної обробки – відпалу, гартуванню та відпуску. У відпаленому стані їх можна, як правило, піддавати механічній обробці, а після гартування та відпуску вони володіють високою твердістю (65 ¸ 72 HRC_э) та зносостійкістю. По своїм фізико-механічним та експлуатаційним властивостям карбідосталі займають положення між твердими сплавами та інструментальними сталями.

В останній час в технічно розвинених країнах широке розповсюдження отримала порошкова металургія швидкоріжучих сталей – високозносостійкого матеріалу, що використовується для виготовлення як ріжучого так і штампового інструменту, так і високонавантажених деталей конструкційного призначення. Попередньо методами порошкової металургії виготовляли швидкоріжучі сталі, що мало відрізнялися по складу від давно відомих та широко застосовуваних сталей традиційного металургійного переділу Р6М5, Р6М5К5, Р6М5Ф3 та їх закордонних аналогів. В подальшому більш повне використання можливостей порошкової металургії дозволило випуск ряду марок сталей високої продуктивності, до яких можна віднести Р9М4К8-МП, Р12М3Ф2К5-МП, Р6М5Ф3К9-МП (аналог шведської АSP-30 або японської КНА-30), Р10М3Ф4К10 (FAX-40, Японія) та цілого ряду інших марок [26]. При цьому, поряд з намаганням підвищити ступінь легування сталей, а саме підвищення вмісту в їх складі суми (W + Mo) до 20 ¸ 30%, вмісту V до 6,5 ¸ 9,0%, Со до 8 ¸ 15 % та підвищення ступеня їх "пересиченості вуглецем" до 0,25 ¸ 0,3 %, проводяться роботи по створенню економно-легонованих безвольфрамових швидкоріжучих сталей.

Порошки швидкоріжучих сталей отримують розпиленням розплаву водою або нейтральним газом (в основному - азотом).

При цьому, якщо при виготовленні виробів з водорозпилених порошків використовується, як правило, технологічна схема, що заснована на рідкофазному спіканні спресованих заготовок [27], то основний об’єм швидкоріжучих сталей із газорозпилених порошків отримують з використанням технології гарячого ізостатичного пресування [26] або гарячої екструзії [28] порошку в вакуумній камері з мало вуглецевої сталі з послідуючим переробкою зкомпактованих заготовок в сортовий метал по традиційним технологіям великої металургії. Представляє інтерес технологія отримання різноманітних профілів з порошків швидкоріжучих сталей, що включає вакуумне спікання заготовок з газорозпилених порошків в формах багаторазового використання, їх гідростатичне ущільнення і послідуюча гаряча екструзію. Застосування гідростатичного ущільнення спечених пористих заготовок дозволяє збільшити їх відносну щільність до 0,88 ¸ 0,90 та, за рахунок цього, відмовитися від використання сталевих капсул.

Порівняння мікроструктури та властивостей матеріалів, отриманих із водо- та газорозпилених порошків швидкоріжучих сталей, вказує на більш сприятливу форму та більш високу дисперсність карбідної фази в металі із газо розпилених порошків, чим пояснюється суттєво і більш висока міцність, ударна в’язкість та, відповідно, стійкість інструментів.

В роботі [29] повідомляється про отримання порошкової швидкоріжучої сталі з достатньо високими фізико-механічними властивостями шляхом прокатки із газорозпилених порошків на станах прокатки-ковки та станах з багато валковими калібрами.

Дослідження структурних параметрів отримання матеріалів показує [20, 23], що застосування технології рідкофазного спікання або просочування карбідного каркасу розплавом металу поряд з забезпеченням високої щільності заготовки, викликає суттєве погрубішання структури, ріст карбідного та аустенітного зерен та, як наслідок, призводить до погіршення фізико-механічних та експлуатаційних властивостей матеріалів у порівнянні з матеріалами, отриманими з використанням гарячої обробки тиском. Ця обставина представляє доцільним застосування для отримання низькопористих структур технологічних прийомів, що виключає використання температур в області існування значної кількості рідкої фази, в зокрема – методів, заснованих на гарячій обробці тиском пористих заготовок.

Найбільш широке застосування для отримання високощільних порошкових матеріалів знайшов метод гарячої штамповки пористих заготовок (ГШПЗ) [29, 30].

Так, в роботі [31] приведені результати дослідження можливості використання гарячої штамповки для отримання порошкової сталі Г13П. Оптимальні параметри технологічного процесу, що складається з приготування шихти шляхом змішування порошку заліза, лампової сажі та феромарганцю, холодного пресування та гарячої штамповки пористих заготовок, забезпечують досить високі механічні властивості (t_в = 600 ¸ 650 МПа), d = 10%, а_н = 300 ¸ 400 кДж/м²) та підвищену зносостійкість у порівнянні з литою сталлю Г13Л, що пояснюється дрібнозернистістю, ячеїстою структурою та іншими особливостями структури [29]. Міцність та пластичність сталі Г13П суттєво зростає у випадку застосування попереднього (перед гарячою штамповкою) спікання пористих заготовок: відносне видовження зростає більше ніж у двічі, досягаючи 20 ¸ 25 %, ударна в’язкість такого матеріалу становить 500 ¸ 650 кДж/м², міцність – s_в = 850 ¸ 900 МПа [32].

В той же час, як показали результати досліджень, стійкість високомарганцевих сталей виявляється недостатньою при чисто абразивному зношуванні в процесі експлуатації. Для підвищення абразивної зносостійкості сталі Г13П її зміцнювали карбідом хрому Cr₃C₂.

Дослідження фізико-механічних властивостей отриманих матеріалів показало, що навіть невелике додавання Cr₃C₂ (2,5 ¸ 5,0 %) різко знижує ударну в’язкість, що призводить до висновку про недоцільність їх використання в умовах дії ударних навантажень. В той час, абразивна зносостійкість зразків з вмістом 20 % Cr₃C₂, що рекомендується автором як оптимальний, знаходиться на досить високому рівні, перевищуючи зносостійкість загартованої швидкоріжучої сталі.

Результати досліджень структури матеріалу показують на те, що карбідні включення частково розчиняються в металевій матриці, а частина атомів хрому в них заміщується залізом, свідченням чого є зниження мікротвердості включень до 7,0¸11,5 ГПа у порівнянні з вихідною 12,5¸13,0 ГПа. Мікротвердість металевої матриці складає 3,8¸7,0 ГПа.

Високою зносостійкістю відрізняється також порошковий матеріал, отриманий методом гарячої штамповки пористих заготовок, спресованих із шихти, що містить порошок заліза, 11 ¸ 12 % ферохрому та 0,6 % графіту [33]. Після гарячої штамповки такий матеріал мав наступні властивості: s_в = 900 ¸ 1000 МПа; а_к = 110 ¸ 130 кДж/м²; твердість 53 ¸ 57 HRC_э. Висока зносостійкість матеріалу пояснюється його суттєво нерівновісною структурою, що являє собою залізовуглецеву матрицю з розподіленими в ній твердими частинками карбідів (CrFe)₇C₃, оточеними зонами дифузії хрому [33].

Таким чином, приведені дані дозволяють зробити висновок про перспективність та доцільність застосування методів порошкової металургії для виготовлення виробів із зносостійких матеріалів на основі заліза, так як технологія порошкової металургії в максимальному ступені дозволяє забезпечити умови отримання суттєво нерівноважної структури матеріалу, що є одним з основних принципів отримання зносостійких композитів. Одною з переваг технології порошкової металургії щодо зносостійких матеріалів є, також, можливість синтезу таких високоефективних матеріалів як, наприклад, карбідосталі, металоскляні матеріали та ін., які неможливо отримати, використовуючи традиційну технологію металургійного переділу. В той же час, аналіз приведених даних показує, що для отримання високоякісних зносостійких матеріалів, що працюють в умовах підвищених навантажень, доцільно застосування методів, заснованих на гарячій обробці тиском спечених пористих заготовок (гаряча штамповка, екструзія і т.п.).

 

1.2. Технологічні проблеми процесів гарячого штампування пористих заготовок (ГШПЗ)

 

Формування порошкових виробів при гарячому штампуванні заздалегідь спресованих пористих заготовок поєднується з формуванням структури і властивостей їх матеріалу. При цьому, метод ГШПЗ, маючи багато загального з іншими способами обробки тиском порошкових матеріалів, має цілий ряд істотних відмінностей. Так, на думку Ю.Г.Дорофєєва [29], при реалізації методу гарячого штампування практично повністю відсутнє ущільнення за рахунок структурної деформації, тобто взаємного переміщення частинок, їх щільнішого укладання і так далі. Підвищена пластичність матеріалу приводить до пластичної деформації приконтактних зон матеріалу частинок, починаючи практично з моменту прикладання зовнішнього тиску.

Ущільнення при гарячому штампуванні пористих заготовок (ГШПЗ) складається із значно більш різноманітних, протікаючих послідовно або взаємно накладаючихся процесів, і перетворень в оброблюваному порошковому матеріалі в порівнянні з іншими способами обробки тиском порошкових матеріалів. Так, якщо наклепування матеріалу має місце і при холодному пресуванні, то при гарячій обробці відбуваються процеси рекристалізацій, що примушують повніше враховувати температурний і швидкісний режими процесу. Великого значення набувають також різні неоднорідності в об'ємі матеріалу: температури, щільністі і так далі

При реалізації методу ГШПЗ прийнято вважати, що ущільнення матеріалу повинне забезпечувати практично безпористий його стан. Однак існуе думка, що це незавжди доцільно. Так, з точки зору досягнення найбільш високих механічних характеристик, може бути допущена поростысть в межах 2 – 3 % [29]. Не менш важлива й форма пор. Сферичны пори виконують роль бар¢єрів на шляху розвитку тріщини. Навіть для виробів, працюючих в умовах абразивного зношення, у відповідності до, мінімальний рівень пористост потрібен тільки у поверхневому шарі, а внутрішні шари можуть мати певний рівень пористості. Таким чином, метою ущільнення при ГШПЗ в оптимальному випадку є досягнення рівномірного розподілу пор в об’ємі заготовки, що повинні мати задану конфігурацію та розміри.

Формування компактного матеріалу з відособлених частинок порошку полягає не тільки в зменшенні пористості тіла і збільшенні його контактного перетину. Не менш важливу роль грає якість контакту,що визначається наявністю металевого зв'язку між поверхневими атомами контактуючих частинок або утворенням між ними границь із структурою, відповідною межкрісталлітним границям. Активація цих процесів відбувається при розриві насичених зв'язків між атомами металу частинок або атомами елементів адсорбованих плівок в результаті виходу на ці поверхні дислокацій і вакансій в процесі пластичної деформації. Крім того, інтенсивна пластична деформація металу в зоні контактних поверхонь частинок приводить до руйнування оксидної плівки, винесення із зони контакту чужорідних включень, адсорбованих атомів і так далі, і сприяє в цілому утворенню якісного металевого контакту, тобто зрощенню частинок [29].

Механізм зрощення однозначно описати складно, оскільки він залежить від безлічі чинників. На підставі результатів досліджень мікро- і субструктури, а також рентгеноструктурного аналізу зон зрощення на моделях і порошкових зразках, висунута гіпотеза про механізм зрощення, суть якої полягає в злитті поверхневих зерен на контактних поверхнях частинок при достатньо інтенсивній пластичній деформації [28]. При цьому, кристалографічне орієнтування одного з контактуючих зерен трохи змінюється, оскільки напрями ковзання не збігаються з напрямами напруги зрушення, а в іншому випадку коли збігаються з сприятливою орієнтацією, процеси ковзання протікають інтенсивно.

Результати проведених досліджень показують, що основну роль в зрощенні грає температура нагріву заготовок, їх початкова пористість і конфігурація, кристалічна будова металу частинок. Ці чинники визначають характер напруженого стану, ступінь пластичної деформації, швидкість деформації і, відповідно, ефект термомеханічної дії. Крім того, наявність оксидів, сульфідів і неметалічних включення на міжчастковій контактній поверхні перешкоджає зрощенню. Значно меншу роль, на думку авторів роботи [28], грає час витримки після нагріву заготівки і режим подальшої термообробки.

Розробка технології гарячого штампування пористих матеріалів у кожному конкретному випадку значною мірою грунтується на вирішенні однієї з центральних проблем технології - визначенні оптимальних форми, розмірів і пористості заготовок під штампування, а також схеми деформації, оскільки вказані параметри не тільки визначають технологічність і техніко-економічну ефективність процесу, але і, значною мірою - якість поковки.

В рамках вирішення вказаних завдань, особливо для деталей складної форми, встає вибір між виготовленням заготівки близької до форми поковки і її подальшого гарячого допресування до кінцевих розмірів і щільності, або виготовленням заготівки простої геометрії і реалізації при штампуванні значних поперечних деформацій для отримання кінцевої форми поковки. У практику ГШПЗ перший метод знайшов значно ширше застосування, оскільки при використанні схем штампування, які забезпечують швидкий перехід від схеми одноосного стискування до схеми нерівномірного всестороннього стискування зменшується вірогідність появи тріщин на бічній поверхні заготовок [34]. Проте, в цій роботі, так само, як і в інших, вказується, що при реалізації такої схеми навантаження виробу, отримані допресовкою заготовки за відсутності відчутних поперечних деформацій, зазвичай мають залишкову пористість близько 2 %. Це пояснюється тим, що найбільш інтенсивне закриття пор відбувається при деформаціях зсуву, а при звичайному гарячому допресуванні в закритому штампі деформації зсуву зведені, як правило, до мінімуму [34]. Крім того, дослідження ряду робіт авторів [35, 36] показують, що в порошкових штамповках є зони ускладненої деформації, аналогічні спостережуваним при осадці компактних матеріалів. Цю обставину зумовлює наявність нерівномірної щільності в об'ємі штампованого виробу. Таким чином, вказані чинники приводять до висновку про необхідність вибору такої форми заготівки під штампування, щоб в процесі штампування реалізувалися максимальні деформації зсуву. При перерозподілі нагрітого порошкового матеріалу за рахунок деформацій зсуву інтенсивно закриваються пори і розриваються окисні плівки, що забезпечує отримання високої щільності порошкових поковок при деякому зниженні питомих зусиль деформації. Проте, відповідно до [34], форма і розміри заготовок мають бути такими, щоб поверхні заготівки, що деформується, розширюючись, досягали б бічних стінок штампу до моменту утворення поверхневих тріщин. Таким чином, для вибору оптимальної форми заготовок необхідна оцінка технологічної пластичності матеріалів, які піддаються деформації. Як критерій деформаційної здатності матеріалу при штампуванні осесиметричних заготовок в закритому штампі приймають максимальне відношення діаметру матриці D до початкового діаметру d_o заготівки при якому на її бічній поверхні на кінцевій стадії осадки не з'являються тріщини. Важливе значення при розробці технологічног процессу ГШПЗ має знання співвідношень між ущільненням і формозміненням заготівки в процесі штампування для різних матеріалів, початкових значень пористості і схем деформації. Ущільнення при гарячій осадці інтенсивніше на початковій стадії деформації коли пористість осаджуваної заготівки вище і поперечна течія майже відсутня. Так зменшення пористості заготівки на 50 % на початковому етапі осадки супроводиться лише 5 %-ним збільшенням її діаметру. Даний ефект представляється позитивним з погляду технології штампування, оскільки на початковому етапі деформації в закритій матриці це знижує негативну дію сил тертя об стінки матриці.

Проте, в даний час як в нашій країні, так і за кордоном, опубліковано обмежене число робіт, присвячених дослідженню вказаних питань, причому досліджувалися головним чином, тільки прості схеми вантаження - вільнї осадки, доущільнення в жорсткій циліндричній матриці і ін. Так, автори [37], досліджуючи вільну осадку циліндричних зразків, встановили, що по міру зменшення відношення h_k/d_o осаджуваного зразка, де h_k - висота повністю ущільненої заготівки діаметром do, радіальна деформація Δd/d_o зменшується, що пояснюється впливом тертя контактних поверхонь осаджуваного зразка об плоскість бойків, а ущільнення зразка при одному і тому ж значенні ступеня осьової деформації збільшується [34].

Дослідження процесу заповнення матриці і ущільнення при гарячому штампуванні пористих заготовок осадкою в закритій циліндричній матриці показало, що розподіл щільності по радіальному перетину заготівки на різних етапах штампування визначали шляхом виміру твердості в різних точках перетину на заготовках, що відпалювали після штампування. При штампуванні заготовок осадкою в закритому штампі на початковій стадії відбувається радіальний рух матеріалу до стінок матриці, із збільшенням щільності з 75 до 77 %. На другій стадії процесу спостерігається зростання ступеню нерівномірного розподілу щільності в об¢ємі з утворенням "мертвих зон" в нижніх кутах матриці внаслідок тертя матеріалу об стінки матриці і охолоджування нижнього торця заготівки від холодного нижнього пуансона. Після цього відбувається остаточне доущільнення заготовки і вирівнювання щільності по перетину.

При гарячому штампуванні з елементами витискування спостерігається складніша картина деформації. На початковому етапі штампування, коли матеріал ще достатньо пористий, відбувається, головним чином, його доущільнення без значного витискування в нижню порожнину штампу. З підвищенням щільності матеріалу збільшується інтенсивність витискування. При цьому, в об'ємі заготівки під видавлюваним відростком утворюється зона підвищеної пористості, діаметр якої приблизно дорівнює діаметру відростка, а її висота залежить від співвідношення діаметру заготівки і видавлюваного відростка: при великому діаметрі відростка зона ущільнення проходить через всю висоту заготівки. На пізній стадії процесу відбувається остаточне доущільнення заготовки з утворенням в центрі поковки найбільш щільної зони, що пояснюється, на думку авторів [38] ефектом різниці температур по перетину і адіабатичним розігріванням матеріалу в центрі унаслідок великих зсувних деформацій.

Аналіз вказаних робіт підтверджує висновок, зроблений при теоретичному дослідженні процесу екструзії пористого матеріалу, який полягає в тому, що на початковій стадії процесів деформації пористих заготовок, відбувається інтенсивне їх ущільнення без значного формозмінення. Досягши деяких критичних значень щільності ущільнення заготівки різко сповільнюється і деформація здійснюється головним чином за рахунок зміни форми.

Одному з важливих завдань при розробці і дослідженні процесів гарячого штампування є визначення їх енергосилових параметрів. Відомо, що процес гарячої пластичної деформації металів супроводиться двома паралельно протікаючими процесами: наклепуванням частинок матеріалу і їх рекристалізацією. Ступінь впливу кожного з цих чинників на енергосилові умови гарячого штампування пористих заготовок визначається їх початковою пористістю і температурно-швидкісними умовами процесу. У роботах [34 – 37] приведені порівняльні результати дослідження енергосилових параметрів гарячого штампування при різних початкових значеннях пористості і швидкостей деформації на кривошипному пресі і молоті. У всіх випадках робота деформації і зусилля при штампуванні на молоті більше, ніж у разі штампування на пресі при однакових значеннях пористості заготовок, і, навпаки, збільшення швидкості деформації приводить до зменшення щільності пресувань при однаковій роботі ущільнення [37]. Це пояснюється тим, що при високих швидкостях деформації спостерігається відставання роззміцнюючого процесу (рекристалізації) від зміцнюючог (наклепування), оскільки рекристалізація протікає не миттєво і не завжди встигає завершитися під час деформації при великій її швидкості.

При гарячому штампуванні на пресі із зменшенням початкової пористості заготовок q₀ - тиск ущільнення, необхідний для отримання пресовок однакової щільності, знижується [36], що може бути пояснене зменшенням ступеня деформації матеріалу при зниженні θ₀. Зменшення ж ступеня деформації, у свою чергу, призводить до зниження ступеня гарячого наклепування.

Аналіз результатів досліджень штампування пористих заготовок на молоті різних авторів приводить до суперечливих висновків відносно впливу початкової пористості заготовок на зусилля деформації. Так, якщо в роботі [34] зусилля деформації (так само як і при штампуванні на пресі) зростає із збільшенням θ₀, то автори [37] вказують на зворотний характер залежності: із зменшенням θ₀ тиск зростає, не дивлячись на зниження ступеня деформації і роботи ущільнення.

Зниження температури гарячого штампування зменшує вплив швидкості на щільність пресовок при однаковій роботі ущільнення [36]. Підвищення ж температури, збільшуючи пластичність матеріалу і зменшуючи його опір деформації, сприяє підвищенню щільності за аналогічних умов деформації.