Коэффициент диффузии рассчитывали по уравнению:

,

где x - ширина диффузионной зоны,

D - коэффициент диффузии,

ф - время

Полученные коэффициенты диффузии приведены в таблице 6.

Таблица 6. Коэффициенты диффузии углерода (см²/с) в зависимости от вида УСК (С=1,2%)

Тип УСК	Температура, К
	1173	1273	1373	1473
ГК	2,32*10-4	6,882*10-3	1,184*10-2	4,886*10-2
ПУ	3,03*10-4	6,932*10-3	1,34*10-2	4,935*10-2
ГИСМ	3,976*10-4	7,981*10-3	1,983*10-2	6,986*10-2
ВП	4,174*10-4	8,179*10-3	2,18*10-2	8,184*10-2

Кажущаяся энергия активации процесса диффузии С в г - железо в интервале температур 1173-1473 К составляет для образцов с ГК - 14160 кал/моль, для образцов с ПУ - 13440, для образцов с ГИСМ - 12780, для образцов с ВП - 11100 кал/моль.

Для других содержаний УСК имеют место аналогичные зависимости, которые приводятся в диссертации.

Энергия активации для процесса диффузии углерода в случае ВП составляет Еа=11100 кал/моль, энергия активации для процесса спекания в случае ВП составляет Еа=19140 кал/моль. Энергия активации для процесса диффузии углерода в случае ГК составляет Е_а=14150 кал/моль, энергия активации для процесса спекания в случае ГК составляет Еа=33730 кал/моль. Энергия активации для процесса диффузии углерода в случае ПУ составляет Еа=13260 кал/моль, энергия активации для процесса спекания в случае ПУ составляет Еа=23720 кал/моль. Энергия активации для процесса диффузии углерода в случае ГИСМ составляет Еа=12400 кал/моль, энергия активации для процесса спекания в случае ГИСМ составляет Еа=21340 кал/моль.

Из полученных данных следует, что кинетика спекания не контролируется процессом диффузии углерода в г-железо в интервале температур 1173-1473 К.

Более тонкие представления о механизме процесса спекания можно получить из анализа процессов массопереноса с помощью теории Кучинского.

Все экспериментальные кривые приведенные на рис. 7 и 8, имеют параболический характер. Полученные зависимости были математически обработаны. При математическом анализе искали корреляцию в параболической форме. Были получены параболические уравнения с различными коэффициентами при ф.

По нашему мнению показатель степени n при ф является характеристикой не только механизма массопереноса атомов на контактные участки, но и характеристикой механизма усадки. Коэффициенты k для случая механизма переноса атомов на контактные участки и процесса спекания отличаются друг от друга незначительно и определяются геометрическими факторами.

Результаты математической обработки экспериментальных кривых представлены на рис. 10 и в таблицах 7 и 8.

а б



в г

Рис. 10. Математическая обработка зависимости усадки от времени спекания при введении УСК различной природы а. - ВП, б. - ПУ, в. - ГИСМ, г. - ГК

Таблица 7. Уравнения спекания вида ДV/V=k'·ф ⁿ при температуре 1373 К.

УСК	Содержание углерода, масс%
	0,3	0,6	0,8	1,2
	K	n	k	n	k	N	k	n
ВП	0,157	0,415	0,254	0,304	0,405	0,135	0,527	0,0709
ГИСМ	0,185	0,386	0,271	0,308	0,432	0,182	0,591	0,087
ПУ	0,202	0,383	0,395	0,293	0,45	0,144	0,564	0,0682
ГК	0,237	0,366	0,345	0,285	0,476	0,188	0,636	0,109

Поскольку основной вклад в кинетику процессов спекания вносит первая стадия спекания. Механизм спекания двухкомпонентной системы железо-углерод в большей степени сходен с механизмом однокомпонентного спекания можно предположить, что механизм массопереноса атомов на контактные участки и механизм начальных этапов спекания одинаков. Поэтому, как было показано выше, можно считать, что величина n в уравнениях ДV/V=k'·ф ⁿ в соответствие с теорией Кучинского (таблица 7) является характеристикой процесса спекания в рассматриваемых системах. Результаты такого анализа приводятся в таблицах 8 и 9.

Таблица 8. Кинетические уравнения спекания, при температуре 1373 К

УСК	Содержание углерода, масс.%
	0,3	0,6	0,8	1,2
ВП	ДV/V=0,2·ф 0,359 объемная диффузия	ДV/V=0,305·ф 0,26 объемная диффузия	ДV/V=0,45·ф 0,109 диффузии по границам зерен.	ДV/V=0,56·ф 0,054 диффузии по границам зерен
ГИСМ	ДV/V=0,2·ф 0,367 объемная диффузия	ДV/V=0,305·ф 0,28 объемная диффузия	ДV/V=0,45·ф 0,144 поверхностная диффузия	ДV/V=0,56·ф 0,068 диффузии по границам зерен
ПУ	ДV/V=0,2·ф 0,386 Вязкое течение	ДV/V=0,305·ф 0,293 диффузия через газовую фазу	ДV/V=0,45·ф 0,172 объемная диффузия	ДV/V=0,56·ф 0,099 диффузии по границам зерен.
ГК	ДV/V=0,2·ф 0,405 Вязкое течение	ДV/V=0,305·ф 0,314 объемная диффузия	ДV/V=0,45·ф 0,202 объемная диффузия	ДV/V=0,56·ф 0,139 поверхностная диффузия

Для разных температур спекания и разных УСК наблюдается различные механизмы начальной стадии спекания (таблица 9).

Таблица 9. Кинетические уравнения спекания в зависимости от температуры и вида УСК (С=1,2%)

УСК	Температура, К
	1173	1273	1373	1473
ВП	ДV/V=0,37·ф 0,01 диффузия по границам зерен	ДV/V=0,37·ф 0,131 поверхностная диффузия	ДV/V=0,37·ф 0,158 объемная диффузия	ДV/V=0,37·ф 0,211 объемная диффузия
ГИСМ	ДV/V=0,39·ф 0,097 диффузия по границам зерен	ДV/V=0,39·ф 0,128 поверхностная диффузия	ДV/V=0,39·ф 0,159 объемная диффузия	ДV/V=0,39·ф 0,207 объемная диффузия
ПУ	ДV/V=0,54·ф 0,078 диффузия по границам зерен	ДV/V=0,54·ф 0,096 диффузия по границам зерен	ДV/V=0,54·ф 0,11 поверхностная диффузия	ДV/V=0,54·ф 0,15 поверхностная диффузия
ГК	ДV/V=0,558·ф 0,075 диффузия по границам зерен	ДV/V=0,558·ф 0,119 диффузия по границам зерен	ДV/V=0,558·ф 0,141 поверхностная диффузия	ДV/V=0,558·ф 0,176 поверхностная диффузия

Аналогичные зависимости имеют место для других концентраций УСК.

Из таблиц 8 и 9 следует, что механизм начальной стадии спекания зависит от вида УСК, концентрации и меняется в зависимости от температуры спекания. Во всех случаях имеет место переход от диффузии по границам зерен до объемной диффузии и даже вязкого течения при высоких температурах.

Рассмотрение выше приведенных коэффициентов диффузии углерода в пористое г-железо показывает, что при исследованных временах спекания в случае ПУ и ГК следует ожидать неполного растворения углерода в зернах железа. Это предположение подтверждается результатами фрактографического анализа представленного на рис. 11 а и б. Хорошо видно, что в случае ПУ и ГК имеет место наличие свободного углерода в структуре спеченных композиций.

Таким образом показано, что существенное ускорение гомогенизации материала, повышение однородности структуры, уменьшение количества неметаллических включений и улучшение всего комплекса механических свойств при введении в шихту углерода получается при использовании в качестве УСК ВП и ГИСМ.

Свойства железо-углеродных композиций полученных путем изотермического спекания при применении различных УСК приведены в таблице 10.

Таблица 10. Механические свойства железо-углеродных композиций

Вид УСК	Т спек.	Содер. %	П ост. %	ув МПа	КCV, кДж/м2	НВ	д, %
ВП	1373	0,6	19,4	465	400	90-110	9,5
		0,8	19,5	500	600	110-160	5,5
	1473	0,6	18,5	485	400	90-110	10
		0,8	17,4	510	600	110-160	6
ГИСМ	1373	0,6	20,1	435	400	60-80	9
		0,8	20,4	460	350	80-100	5
	1473	0,6	19,6	450	400	80-100	9,5
		0,8	19,4	480	500	100-140	5,5
ПУ	1373	0,6	21	370	250	56-78	8,5
		0,8	21,8	400	300	88-95	5
	1473	0,6	20,5	385	250	60-82	9
		0,8	20,4	410	200	88-102	5
ГК	1373	0,6	22	310	200	46-68	8
		0,8	22,4	360	200	78-97	4
	1473	0,6	21,6	315	250	60-82	8
		0,8	21	375	200	88-102	5

Из данных таблицы 10 видно, что механические свойства порошковых сталей зависят от температуры спекания, пористости, от количества остаточного углерода. Видно, что даже при применении ВП при использованных температурах спекания не удается достичь пористости ниже 18%. В связи с этим у_в лучших образцов составляет 530МПа, что существенно уступает свойствам компактных сталей с аналогичным содержанием углерода (у_в=700МПа). Поэтому необходимо усовершенствовать процесс спекания с целью получения минимальной пористости спеченных образцов, добиться полного растворения углерода в частицах железа и обеспечить его равномерное распределение в объеме заготовки.

Одним из методов достижения минимальной пористости является применение электроконтактного спекания.

Электроконтактное спекания (ЭКС)

Недостатки традиционной технологии спекания были преодолены путем применения электроконтактного спекания (ЭКС). В процессе ЭКС определяющее значение имеет первая стадия, для которой характерно возникновение электрических искровых разрядов между частицами порошка. Вследствие их возникновения происходит интенсивный разогрев металла в приконтактных участках, разрушение окисных пленок на поверхности металлических частиц. Методом ЭКС в течение нескольких десятков секунд можно спекать порошковые материалы до небольшой остаточной пористости. Большое значение при электроконтактном спекании имеет его первая стадия, длительность которой составляет до 5 с. При приложении разности потенциалов к спекаемой порошковой системе происходит резкое нарастание тока. Характерной особенностью первой стадии является преимущественное тепловыделение на межчастичных контактах обусловленное прохождением тока через поверхностные слабопроводящие слои. Средняя температура прессовки на первой стадии не превышает 1073 К.

На рис. 12 представлена зависимость скорости усадки от давления допрессовки. Выявлена общая тенденция для всех порошковых сталей: уменьшения скорости усадки с увеличением давления подпрессовки

Повышение давления подпрессовки приводит к увеличению количества межчастичных промежутков, в которых происходит электрический разряд. При этом между частицами возникают электрические микродуги. Они сваривают соседние частицы, что значительно активизирует процесс восстановления оксидных пленок и способствует процессу спекания. Углерод, являясь активным проводником электрического тока, активно переносится в зерно, часть его уходит в газовую фазу. Все эти процессы проходят за малый промежуток времени.

Кинетика процессов, которые происходят при спекании порошковой прессовки при наличии жидкой фазы, существенно зависит от начальной пористости прессовки, количества жидкой фазы, линейного размера порошинок, взаимной растворимости фаз. Она также зависит от происхождения жидкой фазы. При ЭКС жидкая фаза возникает вследствие «контактного плавления».

Расчет кинетики с образованием жидкой фазы затруднен. Однако можно считать, что ДV/V_o ~ t^k (уравнение Кинжери)

При времени спекания 60 с относительная усадка составляет 0,18, а пористость 6%. Данные экспериментальные зависимости были математически обработаны и получены уравнения электроконтактного спекания - скорости усадки от времени спекания, которые представлены в таблице 11.

Таблица 11. Уравнения скорости усадки от давления и вида УСК

УСК	Давление подпрессовки, МПа
	15	25
ВП	V = -0,182·ф + 4,539	V = -0,195·ф + 5,85
ГИСМ	V = -0,204·ф + 5,71	V = -0,204·ф + 6,253
ГК	V = -0,135·ф + 4,773	V = -0,164·ф + 6,604

Видно, что величина показателя степени при ф равна единице, что свидетельствует о том, что начальная стадия ЭКС соответствует механизму спекания с жидкой фазой.

Были исследованы механические свойства порошковых сталей, полученных методом ЭКС и проведено сравнение со стандартной технологией. Результаты представлены в таблице 12.

Таблица 12. Механические свойства порошковой стали, с содержанием С=0,6-0,65%, полученной спеканием в защитной атмосфере диссоциированного аммиака время спекания 2 часа Т=1273 К пористость 20% и полученной методом ЭКС, пористость 8%

Тип железного порошка	Тип УСК
	ГК-1	ГИСМ	ВП
	НВ	ув, МПа	д, %	НВ	ув, МПа	д, %	НВ	ув, МПа	д, %
ПЖР 2.200.28 спекание	560	320	2	580	430	3	605	480	3
ПЖР 2.200.28 ЭКС	620	360	4	630	485	6	680	580	8
ПЖВ 4.450.28 спекание	520	300	3	540	340	4	620	395	5
ПЖВ 4.450.28 ЭКС	600	340	6	610	390	7	715	440	9

После проведения электроконтактного спекания в образцах с высокотемпературным пеком наблюдался зернистый перлит, в образцах с ГИСМ мелкопластичатый перлит, в образцах с ГК грубопластичатый.

Таким образом, применение ЭКС позволяет получить за время спекания 15-20 с остаточную пористость 5-6%, равномерное распределение углерода, отсутствие остаточного углерода и вследствие этого повышенные механические свойства. Из таблицы 12, что прочность лучших образцов составляет 530 МПа; это на 30% выше чем в случае обычного спекания, но тем не менее уступает прочности компактной стали с аналогичным содержанием углерода.

В четвертой главе исследованы процессы получения порошковых сталей путем применения горячей штамповкой и последующей термической обработки.

Горячая штамповка проводилась для получения высокоплотных заготовок, т.к. высокий комплекс свойств порошковых сталей может быть получен, у материалов имеющих беспористую структуру. Оптимальная приведенная работа уплотнения обеспечивающая плотность образцов после ГШ 99,2-99,5% составляет 250 МДж/м³.

Установлено, что температура горячей штамповки заготовок является основным технологическим параметром, определяющим условия формирования структуры и свойств ГДПМ. Исследования проводили в интервале 1173-1473 К.

Анализ зависимостей у_в=f(t_гш) для сталей с различным содержанием углерода свидетельствует о том, что при t_гш<1323 К не обеспечиваются благоприятные условия для завершения процессов структурообразования. Кроме того, в случае отсутствия предварительного спекания положение еще более осложняется наличием частиц нерастворившегося графита. Горячая штамповка при 1273-1323 К обеспечивает некоторое улучшение свойств порошковых сталей, но структура материалов, содержащих ГК, остается неоднородной. Порошковые стали, в состав которых входит ПУ, отличаются гомогенной структурой, достаточно высокими свойствами, удовлетворительными эксплуатационными характеристиками. Наиболее высоким комплексом свойств обладают материалы с ГИСМ и ВП в шихте. Это обусловлено образованием однородного мелкозернистого аустенита при нагреве заготовок и соответствующей структуры перлита после охлаждения.

При температуре горячей штамповки 1373 К были получены порошковые стали, с гомогенной структурой со всеми видами УСК в шихте. Поэтому повышение температуры 1423-1473 К представляется нецелесообразным.

Было изучено влияние пористости заготовок после прессования (варьирование в пределах 10-60%) на механические свойства порошковых сталей после проведения ГШ. Зависимости механических свойств после горячей штамповки от пористости после прессования заготовок П представлены на рис. 17. Установлено, что с ее уменьшением все рассматриваемые характеристики возрастают. Оптимальной следует считать пористость, равную 15-20%, поскольку дальнейшее ее уменьшение, хотя и приводит к улучшению свойств, связано с чрезмерным повышением давления прессования и ускорением износа инструмента.

Описанный характер изменения свойств порошковых сталей связан с зависимостью процессов растворения углерода в железной матрице и залечивания пор, степенью однородности деформации и особенностями структурообразования от пористости спеченных деформируемых заготовок. При П=30-60%, углерод растворяется неравномерно, в зонах, где остались нерастворившиеся частицы графита, образуется крупнозернистый аустенит, в процессе ГШ, деформации и последующего охлаждения возникают неоднородные напряжения, вследствие чего образуется наследственно крупнозернистый перлит, что приводит к снижению свойств материала. Отмеченная ранее улучшенная растворимость высокотемпературного пека (ВП) и искусственного специального малозольного графита (ГИСМ) в железной матрице по сравнению с графитом карандашным (ГК) объясняет более высокие свойства полученных с их использованием горячедеформированных порошковых материалов и служит подтверждением приведенного объяснения экспериментальных результатов.

Экспериментальные данные свидетельствует о том, что применение ГИСМ и ВП мелких фракций повышает однородность структуры и улучшает свойства порошковых сталей. Это обусловлено увеличением однородности распределения их частиц в шихте и обеспечением условий растворения в матрице. Справедливость этого предположения подтверждается и непрерывным характером функции у_в=f(d) независимо от природы графита. Максимальное (около 1206 МПа) значение у_в было достигнуто при введении ВП со средним размером частиц d~50 мкм. Измельчение частиц ПУ, наоборот, приводит к уменьшению предела прочности при разрыве, что, связано с увеличением потерь этого компонента до 0,3 - 0,35% (масс.) при смешивании и на других стадиях процесса.

Следует отметить, что предварительное спекание позволяет на 15-20% повысить у_в образцов по сравнению с горячештампованными, пористые заготовки которых не подвергали спеканию. Это положение справедливо для шихт всех составов независимо от природы УСК и размера частиц.

Из таблицы 13 видно, что более высокие механические свойства порошковых сталей были получены в случае использования порошка ПЖВ 2.160.26. Это можно объяснить его меньшей по сравнению с ПЖВ 4.450.26 загрязненностью примесям, а также более развитой и менее окисленной по сравнению с распыленным порошком поверхностью частиц.

Таблица 13. Влияние типов порошка железа и УСК на механические свойства порошковой стали

Тип железного порошка	Содержание углерода в стали, %	Тип УСК
		ГК	ПУ	ГИСМ	ВП
		HRB	ув, МПа	HRB	ув, МПа	HRB	ув, МПа	HRB	ув, МПа
ПЖВ 2.160.26	0,3 0,6 0,8	64 70 76	360 520 710	67 74 80	365 554 740	72 83 92	475 680 825	75 85 96	580 720 960
ПЖВ 4.450.28	0,3 0,6 0,8	60 66 72	290 345 450	64 70 78	305 380 570	68 78 86	335 450 615	73 80 90	425 600 725
ПЖР 2.160.28	0,3 0,6 0,8	62 68 74	315 430 575	65 70 78	340 505 710	67 79 88	420 580 815	70 82 92	510 685 875

Предел прочности при разрыве у_в образцов, содержащих ГИСМ и ВП в порошковой шихте, например материала на основе ПЖВ 2.160.26 на 50-60% а твердость в 15-30% выше по сравнению с образцами, в состав которых входит ГК.

Свойства материалов на основе порошков ПЖВ 4.450.26 и ПЖР 2.200.28 более низкие, чем у материалов на основе ПЖВ 2.160.26 при любом содержании углеродсодержащих компонентов (УСК) в шихте. Однако увеличение содержание ГК приводит к более ощутимому снижению свойств, в связи с повышенным количеством вносимых им примесей.

После проведения ГШ в образцах порошковых сталей содержащих ГК и ПУ в исходной шихте, наблюдается большое количество нерастворившихся включений свободного углерода. Эти данные подтверждаются результатами фрактографического анализа представленного на рис. 19 а и б.

При проведении ГШ в образцах содержащих ВП и ГИСМ в исходной шихте углерод растворяется практически полностью.

Предыдущими операциями было достигнуто остаточная пористость менее 0,5%, получено равномерное распределение углерода в частицах железного порошка, в структуре отсутствует остаточный углерод. Дальнейшее улучшение физико-механических и эксплуатационных характеристик может быть достигнуто путем применения оптимальной термической обработки полученных порошковых сталей.

Термическая обработка

У порошковых сталей с содержанием ВП в исходной шихте после проведения ГШ с высокой степенью деформации при охлаждении в воду достигается максимально высокий комплекс механических свойств, что является результатом повышения плотности и более полного протекания процессов растворения углерода, по сравнению с другими порошковыми композициями.

Результаты проведения закалки порошковых сталей представлены в таблице 14. При проведении закалки порошковой стали 80п содержащей различные УСК в исходной шихте в различных средах (вода, масло, воздух) позволило получить мартенсит только при закалке в воду при всех УСК, после охлаждения в масло мартенсит наблюдается только у сталей с ВП и частично с ГИСМ. Наиболее высокие показатели были получены у образцов композиции железо - пек, что в определенной мере связано с особенностями получения образцов на всех этапах технологии и при эвтектоидном содержании углерода в них в наибольшей мере проявился эффект закалки.

Таблица 14. Влияние скорости охлаждения при ТО на структурообразование и свойства горячештампованных образцов (сталь 80п после ГШ), содержащих различные УСК в шихте

Охлаждающая среда и скорость охлаждения град/с	Характеристики	Тип УСК
		ГК	ГИСМ	ВП
		Поверх ность	сердцевина	Поверх ность	сердцевина	Поверх ность	сердцевина
вода, 450-500	структура	М+А+Б	М+А+Т	М+А	М+А+Т	М+А	М+А
	Свой ства	HRC	35	29	42	33	50	38
		ув, МПа	1575	1800	2075
масло, 100-150	структура	М+А+Б	М+А+С	М+А+Т	М+А+С	М+А	М+А
	Свой ства	HRC	27	20	35	33	35	33
		ув, МПа	1125	1500	1750
воздух, 30-45	структура	Т+П+Ц	Т+П+Ф	П+Ф+А	П+Ф	Б+П+Ц	П+Ф
	Свой ства	HRВ	89	86	92	88	95	90
		ув, МПа	800	1075	1325

Были изучены свойства и структуры порошковых сталей, содержащих различные УСК в шихте после проведения отпуска высоко-, средне- и низкотемпературного. Результаты представлены в таблице 15. Наиболее оптимальный комплекс свойств (прочность-пластичность) получен при проведении термообработки - закалка с температуры 1023 К в воду и высокотемпературный отпуск при температуре 773 К, для порошковых сталей с содержанием ВП в шихте.

Низкотемпературный отпуск проводился в интервале температур 373-573 К в течение 1-1,5 часа. С повышением температуры отпуска для всех композиций - прочность и твердость падают, причем в меньшей степени для образцов с высокотемпературным пеком. Это можно объяснить малыми размерами игл мартенсита, которые трудно поддаются разупрочнению. Особенности полученных структур проявляются в наследовании их характеристик, заложенных на предыдущих стадиях процесса.

Высокий и средний отпуск проводился в интервале температур 573-973 К с выдержкой в течении 30-45 мин. У всех сталей зафиксирован распад мартенсита, протекают процесс возврата и рекристаллизации матрицы, а также различные карбидные превращения, что сказывается на механических свойствах стали. С повышением температуры отпуска зафиксировано падение прочности, особенно интенсивное при температуре 773 К возрастание относительного удлинения и ударной вязкости.

Таблица 15. Свойства порошковых сталей после ГШ и проведения закалки 1023 К в воду и низко-, средне- и высокотемпературного отпуска

Материал	Характеристики	Температура отпуска, К
		373	473	573	673	773	873	973
Сталь 80п ГК	HRB	82	77	73	68	65	60	58
	KCU, Дж/см2			17	20	23	31	35
	д, %	2	3	4,2	6,1	7,7	8,6	11,8
	ув, МПа	1310	1120	1000	850	720	660	550
Сталь 80п ПУ	HRB	90	84	79	73	70	63	60
	KCU, Дж/см2			19	24	30	38	42
	д, %	3	4,5	5,6	7,3	9,7	11,8	12,6
	ув, МПа	1500	1430	1200	1080	905	840	705
Сталь 80п ГИСМ	HRB	100	100	89	78	73	68	62
	KCU, Дж/см2			22	28	34	43	46
	д, %	4	5,5	6,3	8,8	10.4	12.5	15,4
	ув, МПа	1670	1620	1350	1150	1040	910	870
Сталь 80п ВП	HRB	100	100	92	85	81	76	70
	KCU, Дж/см2			28	32	44	48	53
	д, %	4	6,5	8,1	10.4	13,8	15,0	16,7
	ув, МПа	1690	1670	1400	1270	1130	1060	930

С целью уменьшения неравновесности структуры и увеличению свойств проводился гомогенизирующий отжиг порошковых сталей, содержащих различные УСК в шихте. На рис. 20 представлена зависимость предела прочности при растяжении стали 40п и 80п от времени отжига 30, 60, 120 мин при температуре 1373 К. При охлаждении, аустенит распадался на перлит, причем в образцах с ВП и ГИСМ образуется мелкозернистый перлит и проведение отжига можно ограничить 30-минутной выдержкой. Для образцов с ГК только длительный отжиг в течение 2 часов позволил получить структуру с областями зернистого перлита.

Для того чтобы повысить свойства порошковых сталей за счет сфероидизации перлита и измельчения зерна проводилась термоциклическая обработка порошковых сталей. Она проводилась как с использованием ТВЧ, так и печного нагрева. В результате такой обработки в образцах с ГИСМ и ВП получена сверхмелкая структура, а в образцах с карандашным графитом произошла коагуляция цементита. После проведения ТЦО возросли значения прочности, пластичности и ударной вязкости. Установлено оптимальное количество циклов для сталей с различными видами УСК: ВП - 4, ГИСМ - 5, ПУ - 6, ГК - 8-10. Результаты экспериментов по влиянию количества циклов при ТЦО на механические свойства приведены в таблице 16.

Таблица 16. Влияние количества циклов при ТЦО на механические свойства

Параметры	Количество циклов
	0	1	2	3	5	7	10	12
ПЖВ2.160.26
ут, МПа	300	350	375	400	500	550	650	700
ув, МПа	450	475	525	595	655	690	705	730
е, %	17,5	26	30	34,5	35,5	37,2	38,3	41,0
ш, %	20,9	37	42,6	45,8	52,4	56,6	59,2	61,9
ПЖВ4.450.28
ут, МПа	200	225	225	250	275	275	295	295
ув, МПа	330	375	375	450	500	550	605	605
е, %	8,6	12,4	14,7	15,3	18,4	19,0	21,8	24,6
ш, %	11,3	19,0	21,0	24,7	26,3	27,9	31,4	33,3
ПЖРВ2.200.28
ут, МПа	215	225	250	300	350	405	475	495
ув, МПа	365	395	425	475	575	605	625	630
е, %	14,0	15,3	16.5	17,0	21,9	25,4	29,0	31,2
ш, %	22,4	22,9	23,6	27,9	31,3	37,7	42,5	45,8

Из данных таблицы 15 и 16 следует, что значения механических характеристик достигают у_в,=700-730МПа, при относительном удлинении е=35-41%. Соответствующие значения для компактных сталей с аналогичным содержанием углерода составляют у_в,=620-650 МПа при относительном удлинении е=25-30%.

В пятой главе представлены результаты исследования процессов химико-термической обработки полученных порошковых сталей. Это предпринято для того, чтобы довести эксплуатационные характеристики порошковых сталей до характеристик специальных легированных сталей полученных по классической технологии. Применяя методы многокомпонентного диффузионного насыщения порошковых сталей можно довести их характеристики до уровня компактных сложнолегированных сталей.

На основе многочисленных экспериментальных данных по диффузионному хромосилицированию (ДХС) оптимизирован состав порошковой засыпки мас%:

50% BaCl₂ + 30% NaCl + 20% ФСХ40 обработанного соляной кислотой (HCl).

Для проведения диффузионного хрмоалюмосилицирования (ДХАС) оптимизирован состав порошковой засыпки: 70 [FeSiCr 40 + Fe(AlCr)₂O₄]+ 2,5 Al + 25,5 глина + 2 NaF

Сформулированы общие требования к материалу поверхностного слоя. Отмечается, что высокая прочность и износостойкость достигается при создании гетерогенной структуры, представляющей собой смесь карбидов хрома и сложных карбидов (Cr, Si, Fe)₂₃C₆, (Cr, Si, Fe)₇C₃ с основной матрицей хромистого и кремнистого феррита, что и обеспечивает высокое сопротивление действию нагрузок. Получаемый слой равномерный, без трещин и разрывов, что обеспечивает высокую коррозионную стойкость к воздействию агрессивных сред.

С целью определения закономерностей изменения химического и фазового состава поверхностного слоя насыщение проводили с различным временным интервалом.

При печном ДХС в расплаве солей наиболее интенсивный рост толщины покрытия наблюдался в течение 30-60 мин., затем он несколько снижается. Это снижение особенно заметно для железоуглеродистых образцов, так как одновременно с процессом насыщения хромом и кремнием происходит диффузия углерода в железную матрицу. Поэтому скорость насыщения на более поздних этапах процесса определяется главным образом, скоростью диффузии атомов кремния и хрома в железо.

Опытным путем был определен диапазон скоростей нагрева 50 - 150 град/с при ДХС ТВЧ. Верхнее ограничение на уровне 150 град/с продиктовано как ухудшением характеристик диффузионных зон (неравномерность слоя по глубине и микротвердости), так и значительным усложнением управления и контроля процесса нагрева при ДХС. Нижнее ограничение на уровне 50 град/с вызвано существенным замедлением процесса насыщения (в среднем на 20 - 35%) при дальнейшем снижении скорости нагрева до 20 град/с. При ДХС данным способом порошковых сталей диффузионная зона представляет собой смесь из хромистого феррита, кремнистого феррита, и карбидов типа Cr₇С₃, (Cr, Si, Fe)₂₃C₆ и (Cr, Si, Fe)₇C₃, представленных в виде дисперсных включений. Ее микротвердость в среднем составляет 2550 МПа. Микрорентгеноспектральным анализом было установлено, что концентрация Cr в диффузионной зоне составляет в среднем 15 - 16 мас.%, а кремния от 11-14 мас.%.

Хромосилицирование порошковых материалов на основе железа приводит к образованию диффузионных слоев, состав и структура которых зависят от способа и режима ДХС, состава насыщающей смеси, пористости и химического состава насыщаемых материалов (заготовок).

При этом микротвердость диффузионной зоны существенно зависит от содержания углерода в материале. На низко и среднеуглеродистых (0,2 - 0,6% С) сталях она достигает 5180 - 7040 МПа, а на высокоуглеродистых (0,8 - 1,2% С) составляет 8065 - 9915 МПа. Также в диффузионной зоне может присутствовать остаточный аустенит, а при быстром охлаждении - мартенситная фаза. Ниже диффузионной зоны на низко- и среднеуглеродистых порошковых сталей расположена обезуглероженная зона, имеющая структуру легированного феррита, из которой углерод диффундировал в верхние слои образца. Ее микротвердость составляет 1460-1540 МПа. На высокоуглеродистых порошковых сталей обезуглероженная зона не образуется, а переходная - сливается с основой. Микротвердость основы в среднем составляет 1800-1980 МПа. Полученный фазовый состав диффузионных зон порошковых сталей, прошедших ДХС и ДХАС данным способом, аналогичен составу, образующемуся в условиях скоростного насыщения компактных сталей. Такой состав слоя можно объяснить весьма быстрой диффузией хрома, кремния и алюминия в глубь образца.

Рассмотрена возможность использования различных технологических схем получения образцов, но основными являются следующие:

1) Прессование - ГШ - ДХС; 2) Прессование - ДХС - ГШ. 3) ЭКС - ГШ - ДХС

Было установлено, что наиболее приемлемой для практического применения является технологическая схема ЭКС - ГШ - ДХС. Эта схема, обеспечивает получение равномерных по толщине сплошных диффузионных зон с содержанием Cr 11-17 мас.% и Si 9-11 мас.%. Толщина диффузионных зон при ДХС после ГШ зависит от схемы и режимов насыщения. В среднем она составляет 350 - 800 мкм. При ДХС и ДХАС пористых ПМ (П=10-35%) максимальная толщина диффузионных зон в 1,5 - 8 раз больше. Последующая ГШ приводит к разрушению диффузионного слоя с образованием трещин и несплошностей, сильно снижающих износо- и коррозионную стойкость. Эффективно можно использовать и схему прессование - ГШ - ДХС, которая также позволяет получать равномерные диффузионные слоя глубиной 150 - 700 мкм. Микроструктура диффузионного хромосилицированного слоя показана на рис. 21.

При проведении ДХАС образуются следующие зоны: тонкая зона 2 - 8 мкм - Cr₇С₃, следующая зона, состоящая из смеси (Cr, Si, Fe)₂₃C₆ и (Cr, Si, Fe)₇C₃, - 300-400 мкм, потом идет зона кремнистого феррита FeSi - 200-300 мкм, обезуглероженная зона с повышенным содержанием алюминия 50 мкм. Глубина, фазовый состав и агрегатное состояние подслойной зоны определяются режимом ДХАС. Проведение ДХАС после одновременного ЭКС с ГШ увеличивает глубину диффузионного слоя, глубины сплошного слоя карбидов хрома имеют максимумы, наибольшая их величина наблюдается у образцов ( 380 мкм), подвергнутых насыщению при 1473 К в течение 2-х часов, это связано с наличием пористости после проведения ЭКС+ГШ - 1,5-3% и более мелкозернистой структурой, более меньшим содержанием оксидных пленок на поверхности зерен, причем размер пор в данной структуре так же малый, и они имеют округлую форму.

Проведение одновременного ЭКС с ГШ способствует получению равномерного диффузионного слоя, из-за активизации процессов диффузии и одновременно шел процесс залечивания пор, при этом достигаются высокие показатели коррозионной и износостойкости с высоким качеством слоя и основного материала.

Исследование кинетики ДХC и ДХАС позволило установить характер влияния на толщину диффузионных зон параметров насыщения: времени выдержки и температуры, скорости нагрева, содержания углерода.

Влияние температуры нагрева образцов в процессе ДХС исследовалось в интервале 1223-1523 К на образцах с содержанием углерода в железной матрице до 0,8% рис. 22. При увеличении температуры ДХС с 1223 до 1323 К толщина диффузионного слоя возрастает практически линейно. При дальнейшем повышении температуры до 1373-1423 К происходит замедление роста толщины. При этом зависимость /Т приближается к параболической. Такой характер зависимости /Т можно объяснить тем, что при увеличении температуры насыщения до 1373 К и выше происходит уменьшение количества дефектов структуры, плотности вакансий и дислокаций. Также начинается более существенный рост зерна, приводящий к уменьшению вклада граничной диффузии в общий диффузионный поток. Все эти факторы, вызванные повышением температуры, способствуют понижению диффузионной восприимчивости аустенита и -фазы насыщаемых заготовок, что приводит к замедлению диффузионного процесса. Повышение температуры насыщения на сталях с содержанием углерода 0,4 и 0,8% до 1473-1523 К и выше приводит к появлению жидкой фазы и потере геометрической формы деталей.

Наиболее существенное влияние на толщину диффузионной зоны и ее свойства оказывает содержание углерода в железной матрице. При увеличении его в материале с 0,2 до 1,2% глубина диффузионной зоны возрастает. Такой характер изменения глубины диффузионной зоны в зависимости от содержания углерода можно объяснить тормозящим влиянием углерода на рост зерна, что приводит к повышению диффузионной восприимчивости материала.

Экспериментальным путем определен диапазон скоростей нагрева 100 - 200 град/с при ДХС с индукционным нагревом. Верхнее ограничение на уровне 200 град/с продиктовано как ухудшением характеристик диффузионных зон (неравномерность слоя по глубине и микротвердости), так и значительным усложнением управления и контроля процесса нагрева при ДХС. Нижнее ограничение на уровне 100 град/с вызвано существенным замедлением процесса насыщения (в среднем на 20 - 35%) при дальнейшем снижении скорости нагрева до 20 град/с.

Для выявления влияния продолжительности ДХС при нагреве ТВЧ на толщину диффузионной зоны образцы с содержанием углерода 0, 0,4 и 0,8% подвергались насыщению в течение 5, 15, 30, 45 и 60 минут при индукционном нагреве со скоростью 100 град/с и температуре 1373 К. При ДХС в течение 30 минут и более рост глубины слоя замедляется. Это может быть вызвано несколькими факторами: уменьшением плотности дефектов структуры (вакансий, дислокаций) и ростом зерна, что значительно замедляет диффузионный процесс, а также уменьшением концентрации атомов хрома и кремния в расплаве. Расплав солей можно использовать неоднократно, добавляя при этом 25 - 50% нового. Таким образом, время насыщения данным методом следует ограничить 15 - 30 минутами.

Сравнение результатов ДХС данным методом с насыщением компактных сталей марок 10, 45 и У8 жидким методом в течение 2-х часовой выдержки в печи при температуре 1273 К показало, что толщина диффузионного слоя в условиях печного нагрева в 4 раза меньше, чем при хромосилицировании с нагревом ТВЧ монолитной стали 45, и в 2,5 раза меньше, чем при насыщении с индукционным нагревом порошковых материалов сходного состава.

Из экспериментальных данных рассчитаны коэффициенты совместной диффузии атомов Cr, Si, Al и соответствующие энергии активации в порошковые стали и компактную сталь 45. Эти данные представлены в таблицах 17, 18 и 19.

Таблица 17. Коэффициент диффузии при многокомпонентном насыщении в расплаве солей ТВЧ

Каждый из методов комплексного диффузионного насыщения обладает специфическими особенностями: определенной температурой, составом насыщающей среды, давлением и другими факторами. И от этого, в конечном итоге, зависят глубина слоя, концентрация элементов, качество покрытия. В этом случае диффундирующие элементы передаются путем прямого переноса вещества. Но роль прямого переноса чрезвычайно мала, поэтому комплексное насыщение «твердым» методом осуществляется в основном через паровую фазу, возникающую при испарении компонентов. Влияние коэффициента диффузии компонентов распространяется лишь на начальные условия процесса, которые, в свою очередь, определяют скорость диффузии хрома, кремния и алюминия сорбции атомов поверхностью изделия, подвода тепловой энергии и другими особенностями способа. Глубина хромоалюмосилицирования, во многом зависящая от скорости насыщения, будет тем больше, чем быстрее протекают подготовительные процессы. В частности, скорость нагрева значительно влияет на диффузионную восприимчивость аустенита. Так при скоростном нагреве (электронагрев, нагрев ТВЧ), по сравнению с более медленным печным нагревом, возрастает диффузионная восприимчивость мелкозернистого и мелкоблочного аустенита. При этом происходит значительное измельчение зерна аустенита, что обеспечивает повышенную концентрацию вакансий и межзеренных границ, ускоряя диффузию.

Таблица 18. Коэффициент диффузии при многокомпонентном насыщении при печном нагреве

Материал	Время, час	Коэффициент диффузии, см2/с
		1173 К	1273	11373	1473
Сталь 20п	0,5	4,77·10-10	3,07·10-10	1,38·10-9	3,875·10-9
	1	6,22·10-10	9,2·10-10	1,44·10-9	4,47·10-9
	2	6,56·10-10	1,08·10-9	5,547·10-9	6,80·10-9
	3	6,87·10-10	1,58·10-9	7,046·10-9	8,08·10-9
	4	7,28·10-10	2,61·10-9	6,94·10-9	7,88·10-9
Сталь 45п	0,5	3,78·10-10	1,006·10-9	1,25·10-9	4.48·10-9
	1	4,22·10-10	1,018·10-9	1,38·10-9	4,81·10-9
	2	6,61·10-10	1,25·10-9	4,67·10-9	5,51·10-9
	3	8,85·10-10	1,32·10-9	6,848·10-9	5,68·10-9
	4	7,54·10-10	1,306·10-9	6,73·10-9	5,48·10-9
Ст...

Подобные документы

• Применение порошковой металлургии в промышленности.Свойства и получение порошковых материалов

  Порошковая металлургия. Основными элементами технологии порошковой металлургии. Методы изготовления порошковых материалов. Методы контроля свойств порошков. Химические, физические, технологические свойства. Основные закономерности прессования.
  
  курсовая работа [442,7 K], добавлен 17.10.2008
  

• Технология изготовления изделия из металлических порошков

  Технический процесс, применение, спекание и окончательная обработка порошковых изделий. Технология производства и свойства металлических порошков. Особенности формования заготовок из порошковых материалов. Сущность и эффективность порошковой металлургии.
  
  контрольная работа [871,3 K], добавлен 30.03.2010
  

• Особенности получения новых материалов с применением нанотехнологий

  Возникновение и развитие нанотехнологии. Общая характеристика технологии консолидированных материалов (порошковых, пластической деформации, кристаллизации из аморфного состояния), технологии полимерных, пористых, трубчатых и биологических наноматериалов.
  
  реферат [3,1 M], добавлен 19.04.2010
  

• Исследование влияния работы уплотнения на закономерности деформации и уплотнения при горячей штамповке

  Установление закономерности уплотнения и деформации пористой порошковой заготовки при ее горячей штамповке в жесткой матрице. Обобщение способов горячего квазиизостатического прессования порошковых материалов. Процесс прессования порошковых заготовок.
  
  лабораторная работа [143,7 K], добавлен 19.06.2012
  

• Сорбенты для нефти

  Сорбционные процессы на границе раздела фаз сорбат – сорбент. Методы получения пористых углеродных материалов. Адсорбционные методы очистки сточных вод. Основные реакции взаимодействия компонентов смесей органических материалов в процессах со-термолиза.
  
  дипломная работа [3,8 M], добавлен 21.06.2015
  

• Характеристика сталей

  Классификация сталей. Стали с особыми химическими свойствами. Маркировка сталей и области применения. Мартенситные и мартенсито-ферритные стали. Полимерные материалы на основе термопластичных матриц, их свойства. Примеры материалов. Особенности строения.
  
  контрольная работа [87,0 K], добавлен 24.07.2012
  

• Общая характеристика материалов литых заготовок

  Классификация литейных сплавов. Технологические свойства материалов литых заготовок, их обрабатываемость. Классификация отливок из углеродистых и легированных сталей в зависимости от назначения и качественных показателей. Эксплуатационные свойства чугуна.
  
  презентация [61,7 K], добавлен 18.10.2013
  

• Конструкционные углеродистые стали и сплавы

  Классификация металлов: технические, редкие. Физико-химические свойства: магнитные, редкоземельные, благородные и др. Свойства конструкционных материалов. Строение и свойства сталей, сплавов. Классификация конструкционных сталей. Углеродистые стали.
  
  реферат [24,1 K], добавлен 19.11.2007
  

• Исследование влияния концентрации щелочи на структуру диспергированных порошков и свойства керамических материалов, спеченных из них

  Исследование химического диспергирования алюминиевого сплава; влияние концентрации щелочи на структуру диспергированных порошков и физико-механические свойства керамических материалов. Разработка технологической схемы спекания; безопасность и экология.
  
  дипломная работа [2,9 M], добавлен 27.01.2013
  

• Современные представления о механизмах образования углеродных наноструктур. Свойства и применение углеродных нанотрубок

  Классификация углеродных наноструктур. Модели образования фуллеренов. Сборка фуллеренов из фрагментов графита. Механизм образования углеродных наночастиц кристаллизацией жидкого кластера. Методы получения, структура и свойства углеродных нанотрубок.
  
  курсовая работа [803,5 K], добавлен 25.09.2009
  

• Разработка технологии получения термообработанного наполнителя для создания строительных, электротехнических и электронных материалов

  Физико-химические особенности наполнителей. Влияние распределения наполнителя в матрице на физико-механические параметры. Адсорбционные свойства и прочности связи наполнителей. Технология получения электроизоляционных резинотехнических материалов.
  
  научная работа [134,6 K], добавлен 14.03.2011
  

• Получение сплавов железа с ультрадисперсными частицами оксидов

  Используемые и перспективные материалы ядерных энергетических установок. Особенности холодной консолидации порошковых материалов. Предварительная подготовка компонентов сплавов; формование заготовок; исследование структуры и коррозионных свойств образцов.
  
  курсовая работа [2,9 M], добавлен 16.04.2012
  

• Порошковая металлургия

  Порошковая металлургия позволяет получать металлокерамические материалы с особыми физико-химическими, механическими и технологическими свойствами, которые невозможно получить методами литья, обработки давлением. Применение порошковых материалов.
  
  реферат [433,6 K], добавлен 04.04.2008
  

• Прессование

  Прессование как одна из ключевых операций технологии получения изделий из металлических и других порошков. Аппроксимирующие кривые уплотнения порошков железа и меди. Метод горячего прессования. Методика определения кривых уплотнения порошковых материалов.
  
  контрольная работа [750,4 K], добавлен 21.02.2010
  

• Пористые композиционные материалы

  Общие сведения о композиционных материалах. Свойства композиционных материалов типа сибунита. Ассортимент пористых углеродных материалов. Экранирующие и радиопоглощающие материалы. Фосфатно-кальциевая керамика – биополимер для регенерации костных тканей.
  
  реферат [1,6 M], добавлен 13.05.2011
  

• Исследования свойств штамповой стали после термической обработки

  Классификация инструментальных сталей. Влияние легирующих элементов на структуру и свойства штамповых сталей. Химический состав стали 4Х5МФ1С. Влияние температуры закалки на структуру и твердость материала. Оценка аустенитного зерна и износостойкости.
  
  дипломная работа [492,5 K], добавлен 19.02.2011
  

• Оптимизация режима МВ нагрева материалов на основе Al2O3

  Основные закономерности и процессы спекания оксидов. Влияние чистоты сырья и добавок на свойства Al2O3 керамики. Исследование влияния эффекта саморазогрева корундоциркониевой композиции в электромагнитном поле СВЧ на структуру и свойства материала.
  
  дипломная работа [190,3 K], добавлен 02.03.2012
  

• Исследование процессов динамического уплотнения реагирующей порошковой смеси Hf-B

  Специфика поведения порошковых материалов типа гафний-бор под действием ударного импульса. Модель физико-химических процессов в реагирующей порошковой среде гафний-бор. Рекомендации к промышленному производству диборида гафния с заданием формы детали.
  
  курсовая работа [1,6 M], добавлен 04.08.2012
  

• Инструментальные и быстрорежущие стали

  Требования к свойствам инструментальных материалов. Перечень марок нескольких основных нетеплостойких сталей для режущего инструмента. Закалка доэвтектоидных сталей. Быстрорежущие стали: маркировка, структура, технология термической обработки и свойства.
  
  контрольная работа [19,8 K], добавлен 20.09.2010
  

• Электроконтактная наплавка

  Технологические варианты электроконтактной наплавки. Наплавка сварочной проволокой. Наплавка порошковых материалов в металлической оболочке. Проведение испытаний порошкового материала на растяжение и сжатие. Недостатки метода и возможности их устранения.
  
  курсовая работа [10,7 M], добавлен 15.06.2009
  

• главная
• рубрики
• по алфавиту
• вернуться в начало страницы
• вернуться к началу текста
• вернуться к подобным работам