Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Состояние вопроса, цель и задачи исследований 10
1.1. Хром, молибден, никель, ванадий (Cr, Mo, Ni, V), как легирующие элементы материалов на железной основе 10
1.2. Особенности легирования хромом, молибденом, никелем и ванадием 15
1.3. Диффузионные процессы при химико-термической обработке металлов и сплавов 1.3.1. Диффузионные процессы при насыщении металлов и сплавов легирующими элементами 19
1.3.2. Классификация и сравнительная оценка методов диффузионного насыщения поверхности металлов 22
1.4. Основные физические процессы, происходящие при формировании упрочненного слоя методом электроискрового легирования 24
1.5. Цель и задачи исследования 28
ГЛАВА 2. Материалы и методы исследования 31
2.1. Получение порошковых материалов и методика проведения диффузионного насыщения 31
2.1.1. Характеристики железных и низколегированных порошков 31
2.1.2. Характеристики углеродсодержащих компонентов 33
2.1.3. Характеристики и состав порошковых материалов, выбранных для проведения диффузионного насыщения и электроискрового легирования поверхностей 34
2.1.4. Технология, оборудование и оснастка изготовления образцов 36
2.1.5. Оборудование для проведения диффузионного насыщения 39
2.2. Получение и исследование электроискровых покрытий 40
2.2.1. Оборудование для проведения электроискрового легирования... 40
2.2.2. Методика исследования кинетики массопереноса
2.3. Определение физико - механических и эксплуатационных свойств покрытий полученных методом диффузионным насыщением и электроискровым легированием 45
2.3.1. Определение твердости и микротвердости 45
2.3.2. Определение прочности на сжатие, изгиб и ударную вязкость 46
2.3.3. Испытания на коррозионную стойкость 47
2.3.4. Испытания на жаростойкость 48
2.3.5. Испытания на коррозионно-механический износ 49
2.3.6. Исследование покрытий на терщиностойкость 51
2.3.7. Методика трибологических испытаний 52
2.3.8. Определение пористости 53
2.3.9. Определение шероховатости
2.3.10. Металлографический анализ 58
2.3.11. Микроструктурный анализ 58
2.4. Оборудование и методики изучения структуры слоев полученных методом диффузионного насыщения и электроискрового легирования 59
2.4.1. Электронная микроскопия 59
2.4.2. Микрорентгеноспектральный анализ 60
2.4.3. Методика ренгеноструктурного фазового анализа 61
2.5. Выводы 62
ГЛАВА 3. Исследование процессов диффузионного насыщения cr-mo-ni-v на горячештампованных порошковых сталях 64
3.1. Кинетика диффузионного насыщения Сг, Мо,NinV- порошковых материалов 64
3.2. Влияние режимов процесса диффузионного насыщения Сг, Мо, Ni и V на показатели качества поверхностного слоя и свойства порошковых материалов 72
3.3. Структура и состав диффузионных слоев в порошковых сталях 81
3.4. Выводы 90
ГЛАВА 4. Исследование особенностей формирования функциональных покрытий системы Сг- Мо - Ni - V на порошковых горячештампованных сталях электроискровым легированием 93
4.1. Электродные материалы системы Cr-Mo -Ni -V 93
4.2. Изучение особенностей формирования функциональных покрытий при варьировании частоты и длительности импульсных разрядов электроискровым легированием 94
4.3. Особенности формирования структуры покрытий, полученных электроискровым легированием 100
4.4. Выводы 102
ГЛАВА 5. Исследование структуры, состава и свойств порошковых сталей после проведения диффузионного насыщения и нанесения покрытий системы Cr-Mo-Ni-V электроискровым легированием 104
5.1. Механические свойства порошковых сталей после проведения диффузионного насыщения 105
5.1.1. Микротвердость 105
5.1.2. Твердость 106
5.1.3. Прочность на сжатие 106
5.1.4. Прочность на изгиб 108
5.1.5. Ударная вязкость 109
5.1.6. Коррозионная стойкость 109
5.1.7. Жаростойкость 114
5.1.8. Коррозионо-механический износ 114
5.1.9. Трещиностойкость 121
5.1.10 Трибологические свойства 122
5.2. Механические свойства порошковых сталей после нанесения покрытий электроискровым легированием 130
5.2.1. Микротвердость 130
5.2.2. Коррозионная стойкость 131
5.2.3. Жаростойкость 132
5.2.4. Шероховатость 137
5.3. Выводы 139
ГЛАВА 6. Промышленная апробация результатов исследований 140
Общие выводы 143
Литература 145
- Классификация и сравнительная оценка методов диффузионного насыщения поверхности металлов
- Определение физико - механических и эксплуатационных свойств покрытий полученных методом диффузионным насыщением и электроискровым легированием
- Влияние режимов процесса диффузионного насыщения Сг, Мо, Ni и V на показатели качества поверхностного слоя и свойства порошковых материалов
- Коррозионо-механический износ
Введение к работе
Актуальность темы
При широком применении в современных машинах и конструкциях деталей и узлов как из литых и штампованных, так и порошковых материалов, работающих в агрессивных средах, при высоких температурах, в условиях изнашивания и циклических нагрузок, зачастую предъявляется такой комплекс требований, удовлетворение которых методами объемного легирования, а также созданием новых сплавов невозможно или нецелесообразно с экономической точки зрения. В этом случае решение вопроса лежит, как правило, в создании на поверхности изделий функциональных покрытий, удовлетворяющих требованиям эксплуатации.
Перспективными в этом отношении представляются использование химико-термической обработки (ХТО), основанной на диффузионном насыщении поверхности изделий и электроискрового легирования (ЭИЛ), сущность которого заключается в нанесении слоя металла на поверхность детали с помощью электрического разряда.
В настоящее время методы диффузионного насыщения и электроискрового легирования элементами системы Cr-Mo-Ni-V применительно к горячештампованным порошковым сталям не изучены. Поэтому исследование и разработка технологий упрочнения горячештампованных порошковых сталей элементами системы Cr-Mo-Ni-V методами диффузионного насыщения и электроискрового легирования, позволяющими повысить эксплуатационные свойства таких сталей, является актуальной задачей.
Цель и задачи исследования
Целью работы является исследование и разработка технологий получения функциональных покрытий на горячештампованных порошковых сталях методами диффузионного насыщения и электроискрового легирования элементами системы Cr-Mo-Ni-V, позволяющими повысить эксплуатационные свойства таких сталей.
Для достижения указанной цели решали следующие задачи:
Изготовление новых составов насыщающих элементов и электродных материалов системы Cr, Mo, Ni, V для проведения диффузионного насыщения (ДН) и электроискрового легирования (ЭИЛ) поверхностей, образующих функциональные покрытия;
Изучение влияния технологических параметров режима диффузионного насыщения и электроискрового легирования на кинетику формирования функциональных покрытий;
Исследование влияние состава насыщающих компонентов и электродного материала, технологических параметров режима диффузионного насыщения и электроискрового легирования поверхностей на физико-механические свойства изделий из порошковых горячештампованных сталей (износостойкость, трещиностойкость, коррозионная стойкость, жаростойкость);
4. Исследование состава, структуры и свойств функциональных покрытий,
полученных методами диффузионного насыщения и электроискрового
легирования;
5. Разработка рекомендаций по промышленной реализации результатов
исследований.
Научная новизна:
1. Установлены закономерности образования функциональных покрытий на
горячештампованных порошковых сталях при контакте с материалом на основе
Cr, Mo, Ni, V при диффузионном насыщении и электроискровом легировании.
Толщина покрытия зависит от температуры и времени обработки: при повышении
температуры сТ=1373КдоТ= 1523 К толщина покрытия возрастает по закону,
близкому к квадратичной параболе; толщина покрытия в зависимости от времени
описывается кривыми с насыщением. Установлено также, что толщина покрытия
повышается до 750-840 мкм при увеличении пористости с 1-30 % и снижается до
415-610 мкм при увеличении концентрации углерода до 1,2 % в порошковой
стали. Наилучшие условия для диффузионного насыщения порошковой стали
Cr, Mo, Ni, V достигаются при массовой доле активатора на основе фторида
натрия (NaF) в 2 %.
2. Установлены зависимости толщины функционального покрытия на
горячештампованных порошковых сталях от:
продолжительности диффузионного насыщения при температуре насыщения Тдн= 1373-1523 К и времени tm= 5-240 мин;
состава насыщающей смеси, количества и вида активатора при температуре Тдн= 1423 К и времени tm= 120 мин;
пористости порошковой стали при Тда= 1473 К и времени 1^=120 мин;
- содержания углерода в порошковой стали при Тда = 1473 К и времени
ідн= 120 мин.
Структура покрытия, полученного в результате диффузионного насыщения и электроискрового легирования, состоит из карбидов железа (Fe3C) и хрома (Сг7Сз), сложных карбидов железа и хрома ((Сг,Ре)уСз) и карбидов молибдена (Мо2С).
Для изделий, полученных диффузионным насыщением и электроискровым легированием Cr, Mo, Ni и V горячештампованных порошковых сталей, определены зависимости:
- предела прочности при изгибе и сжатии, ударной вязкости и трещиностойкости от содержания углерода в покрытии;
изнашивания при удельной нагрузке 5 Н, скорости скольжения 0,568 м/с в условиях сухого трения, трения в пресной и морской воде от пути трения;
коррозионной стойкости в морской воде, 30%-ом щелочном растворе натрия, 10%-ом водном растворе азотной, серной, фосфорной и соляной кислотах от времени процесса;
жаростойкости от длительности процесса при температуре Т = 773 К и 973 К.
Практическая значимость
Разработаны технологии получения функциональных покрытий на горячештампованных порошковых стали методами:
- диффузионного насыщения хромом, молибденом, никелем и ванадием при
печном нагреве в порошковой засыпке состава:
70 % [25 % ФХ + 25 % Мо + 25 % Ni + 25 % ФВ]+28 % А1203 + 2 % NaF при температуре насыщения Тда= 1373-1523 К и времени насыщения tm= 5-240 мин;
- электроискрового легирования поверхности с получением покрытий из
электродного материала состава хром-молибден-никель-ванадий при времени
обработки t = 10 мин;
- разработаны рекомендации по выбору температуры и времени
диффузионного насыщения с учётом пористости и содержания углерода в
горячештампованной порошковой стали.
Определено, что износостойкость горячештампованных порошковых сталей с покрытиями, полученными методами диффузионного насыщения и электроискрового легирования повышается в 2 - 4 раза, жаростойкость в 2 - 3 раза, коррозионная стойкость в 2 - 6 раз.
На защиту выносится:
установленные зависимости толщины функциональных покрытий и физико-механических свойств горячештампованных порошковых сталей от параметров режима диффузионного насыщения Cr-Mo-Ni-V в порошковой засыпке при печном нагреве;
установленные зависимости толщины функциональных покрытий и физико-механических свойств горячештампованных порошковых сталей от параметров режима электроискрового легирования электродом системы Cr-Mo-Ni-V;
результаты исследований структуры и фазового анализа горячештампованных порошковых сталей с покрытиями, полученными методами диффузионного насыщения и электроискрового легирования элементами системы Cr-Mo-Ni-V.
Степень достоверности результатов гарантирована использованием современных методов и средств измерения и сочетанием взаимодополняющих исследовательских методик: рентгеноструктурного и микрорентгеноспектрального анализов, просвечивающей и сканирующей электронной микроскопии, количественной металлографии, химических методов анализа, физико-механических испытаний, статистической обработкой и удовлетворительным совпадением результатов моделирования и эксперимента.
Личный вклад автора заключается в постановке задач исследований, организации и проведении экспериментальных и исследовательских работ, анализе, интерпретации и обобщении полученных результатов.
Реализация результатов работы
Результаты проведенных исследований использованы при получении функциональных покрытий на деталях кольцо уплотняющее и втулка,
изготовленных из горячештампованных порошковых сталей, входящих в состав тягового агрегата электровоза, диффузионным насыщением и электроискровым легированием элементами системы Cr-Mo-Ni-V. Разработанные рекомендации апробированы в ООО «ПК Новочеркасский электровозостроительный завод», г. Новочеркасск. Ожидаемый экономический эффект от внедрения разработанных технологий составит 234,6 тыс. руб. в год в ценах 2011 г.
Апробация работы
Основные положения диссертационной работы доложены и обсуждены на:
- 8-ой Всероссийской научно-технической конференции «Быстрозакаленные
материалы и покрытия 2009», г. Москва;
XXI Всероссийском совещании по температуроустойчивым функциональным покрытиям, 2010, г. Санкт Петербург;
Международном симпозиуме «Инженерия поверхности. Новые порошковые композиционные материалы. Сварка», 2011, г. Минск;
Третьем международном научно-практическом семинаре «Новые материалы и изделия из металлических порошков. Технология. Производство. Применение» (ТПП-ПМ-2011), г. Йошкар-Ола;
II Международной научной конференции «Наноструктурные материалы-2010», г. Киев;
Международной конференции «Дни науки», 2012, г. Прага;
- Международной конференции «Получение режущего инструмента из
порошка быстрорежущих сталей с последующим диффузионным насыщением»,
2012, г. София.
Публикации
По теме диссертации опубликовано 9 печатных работ, в том числе 2 статьи в рецензируемых журналах из перечня ВАК.
Структура и объем диссертации
Классификация и сравнительная оценка методов диффузионного насыщения поверхности металлов
Стали, легированные хромом, молибденом, никелем и ванадием, обладают большой прочностью и вязкостью при повышенной температуре, хорошей износостойкостью, окалиностоикостью и разгаростоикостью, высокой теплопроводностью, плохой свариваемостью [38].
Хром является одним из самых важных легирующих элементов в черной металлургии. Он повышает твердость, прочность и упругость стали, но понижает вязкость и теплопроводность. Добавка хрома к обычным сталям (до 5 % Сг) улучшает их физические свойства, повышает прокаливаемость, способствует получению высокой и равномерной твердости стали. Порог хладоломкости хромистых сталей - (0...-100) град. [22,29,36]. Хромом легируют пружинные, рессорные, инструментальные, штамповые и шарикоподшипниковые стали. В них (кроме шарикоподшипниковых сталей) хром присутствует вместе с марганцем, молибденом, никелем, ванадием. А шарикоподшипниковые стали содержат лишь хром (около 1,5 %) и углерод (около 1 %), образующие карбиды исключительной твердости. Еще большее увеличение хрома (больше 10 %) делает сталь более стойкой к окислению и коррозии, уменьшает износостойкость и твердость за счет снижения связываемого с хромом углерода. При ковке литого слитка структура хромистой стали плохо поддается разрушению. Хромистая сталь при температуре 1423-1123 К куется удовлетворительно, а при низких температурах (ниже 1123 К) твердость поверхности ее резко возрастает, отчего могут появляться трещины [111].
Молибден добавляется в сталь вместе с никелем и хромом. В сталях различных марок молибдена содержится до 0,45 % и редко до 1 %. В сплаве с хромом и никелем, молибден повышает прочность и вязкость стали, но понижает теплопроводность. Введение молибдена (0,15...0,46 %) в хромистые стали увеличивает прокаливаемость, снижает порог хладоломкости до - 20... 120 град. Молибден увеличивает статическую, динамическую и усталостную прочность стали, устраняет склонность к внутреннему окислению. Кроме того, молибден снижает склонность к отпускной хрупкости сталей, содержащих никель. Чем больше в стали молибдена, тем медленнее ее надо греть, так как наличие молибдена сильно повышает чувствительность стали к перегреву. Молибденовые стали требуют более интенсивной проковки, чем углеродистые стали. Охлаждать поковки из молибденовой стали нужно медленно, строго по-технологическому процессу, так как молибденовая сталь принимает воздушную закалку и предрасположена к образованию трещин [46].
Молибден нередко заменяют вольфрамом из расчета, что одна массовая доля молибдена эквивалентна двум массовым долям вольфрама. При этом количество заменяемого молибдена в сталях с массовой долей молибдена до 1,2 % включительно должно быть не более 0,1 %, в сталях с массовой долей молибдена более 1,2 % - не более 0,2 %. Суммарная массовая доля вольфрама, пересчитанного на молибден, и молибдена должна быть в пределах массовой доли молибдена. Однако к стали 5ХНМ в данном случае применяются более жесткие требования. Минимальная массовая доля молибдена в стали 5ХНМ должна быть 0,10 %. Суммарная массовая доля молибдена и вольфрама, пересчитанного на молибден, должна быть в пределах от 0,15 % до 0,30 %.
Введение в хромистые стали никеля [23, 48], значительно повышает прочность и прокаливаемость, понижает порог хладоломкости, но при этом повышает склонность к отпускной хрупкости. При необходимости можно заменить никель медью, это не приводит к снижению вязкости [64].
Ванадий повышает прочность и упругость стали, способствует образованию мелкозернистой структуры слитков. Содержание ванадия в стали улучшает ее ковкость и препятствует перегреву [25].
Уменьшение пористости - наиболее эффективный метод улучшения механических свойств материалов, получаемых из металлических порошков. Для беспористых материалов дальнейшее улучшение механических свойств обеспечивается созданием специфической структуры с большим числом искажений решетки. В этих целях применяют различные виды обработки материалов, а также легирование [43]. Большинство легирующих элементов образуют с железом твердые растворы замещения или внедрения, либо какие-то другие новые фазы.
Механические свойства стали можно менять путем растворения или выделения фаз, изменения их дисперсности, формы и распределения. Причиной упрочнения твердых растворов является искажение решетки, вызываемое легирующим элементом.
Разложение пересыщенных твердых растворов связано с выделением мелкодисперсной фазы и приводит обычно к повышению твердости и прочности [31, 55].
Диффузионные процессы при химико-термической обработке металлов и сплавов Насыщение поверхности материала элементами из внешней среды происходит в результате диффузии, т. е. проникновения атомов насыщающих элементов в кристаллическую решетку обрабатываемого металла. В зависимости от степени насыщения в поверхностных слоях материала образуются структуры, придающие металлу поверхности определенные физико-химические свойства [28].
Химико-термическая обработка (ХТО) металлов и сплавов является одним из наиболее перспективных методов повышения срока службы деталей, машин и механизмов. При такой обработке изменением химического состава и структуры поверхностных слоев изделий, в результате диффузии, получают повышение твердости, износостойкости, усталостной долговечности, стойкости против коррозии в агрессивных средах, а также улучшение ряда других эксплуатационных свойств [41].
Определение физико - механических и эксплуатационных свойств покрытий полученных методом диффузионным насыщением и электроискровым легированием
Для изучения субструктуры в порошковых образцах использовался электронный микроскоп ЭМВ-100ЛМ. Исследования проводили с применением угольных реплик и металлических фольг. Одноступенчатые угольные реплики получали напылением на травленый микрошлиф с помощью вакуумного универсального поста ВУП-4 (рабочий вакуум 10"3 Па). Для отдельных реплик использовали электролит 5%-ный раствор H2SO4 в этиловом спирте. Напряжение при этом составляло 12 В, сила тока 100 мА. Диапазон увеличения составлял 1000-20000 при ускоряющем напряжении 75 кВ.
Фольгу получали путем препарирования массивных образцов с выбором наиболее характерных мест для процесса термодиффузионного насыщения хромом. На электроискровом станке вырезали пластины, которые шлифовались до 0,07... 0,04 мм. В дальнейшем производили утонение фольг методом электрохимического полирования в растворе ледяной уксусной и хлорной кислоты в соотношении 50:50. Для изучения фольг применялся просвечивающийся электронный микроскоп фирмы JEOL. Разрешающая способность 0,2-1,0 нм, остаточное давление 10"4-10 7 Па, ускоряющее напряжение 1000-3500 кВ [61, 63, 42].
Микрорентгеноспектральный анализ проводили с помощью растрового электронного микроскопа с рентгеновским микроанализатором "САМЕВАХ-МВХ 70", оснащенным ЭВМ и программным обеспечением. В качестве эталонов использовали электролитически чистый хром, кремний, алюминий, углерод и железо. Осуществлялся как количественный, так и качественный анализ.
При решении задач распределения использовалось сканирование по линиям, по площадям (получение рентгеновского растрового изображения в лучах Fe) и анализ в точках (количественный). Использовалось излучения Ка элементов: Fe, Сг, С, Al, Si, СІ и других. Ускоряющее напряжение составляло 15-30 кВ. Увеличение до 8000. Разрешающая способность локального анализа до 1,0 мкм.
Для фрактографического исследования использовали изломы образцов с целью определения механизма микроразрушения, а также характер разрушения порошковых углеродистых сталей. Решение данных задач осуществляли с использованием растрового электронного микроскопа с рентгеновским микроанализатором, описанным выше.
Исследование химической неоднородности железоуглеродистых порошковых материалов проводили методом спектроскопии Оже-электронов на электронном спектрометре «ЭСКАЛАБ-МК-2». Электронный спектрометр снабжен анализатором энергии в виде полусферического конденсатора, устройствами для нагрева и охлаждения образца. Образцы в виде шлифов перед исследованием подвергали предварительной очистке ионами аргона при разряжении 10 Па, токе 20 мкА в течение 5 мин. Такая очистка позволяла удалить слой адсорбированных примесей на поверхности шлифа. Затем образец помещали в рабочую камеру спектрометра и охлаждали до -170 С. В условиях глубокого вакуума порядка 10" Па проводили съемку Оже-спектров в условиях неподвижного положения пучка электронов (в точке) или при его развертке вдоль линии, пересекающей различные структурные составляющие на поверхности шлифа.
Такой режим подготовки и проведения измерений, съемки спектров исключал вероятность антифактов, обусловленных случайным загрязнением образца, либо диффузионным перераспределением легкоподвижных элементов (С, N) под электронным пучком в течение эксперимента при записи спектров. Ускоряющее напряжение составляло 3 кВ, напряжение модуля - 2 В, скорость записи спектров - 2,8 имп/с [45, 62].
С помощью рентгеноструктурного анализа определяли параметры решетки и распределение значений истинного физического уширения [3, линии рентгенограммы для оценки распределения остаточной плотности дефектов в данной области, определить долю влияния на значение величины микронапряжений и дисперсности блоков в реальной структуре металла сложно, что приводит к упрощенным расчетам и всевозможным допущениям. Поэтому, как отмечалось в работах последних лет, достаточным является определение значений р. Рентгенографию образцов проводили на дифрактометре «ДРОН-2,0» с автоматической записью кривой распределения интенсивности в монохроматическом железном Ка - излучении с использованием фильтров. Условия измерения и режимы записи: анодное напряжение - 30 кВ; ток, проходящий через трубку - 20 мА; угол съемки - 28 = 141-И 50; шаг сканирования - 0,1; время экспозиции - 20 с; регистрация отражения - от системы плоскостей (220); эталон - армко-Fe.
Съемку проводили с поверхностей, полученных послойным снятием с шагом 100 мкм, используя электролитическое полирование в растворе содержащем мл: ортофосфорной кислоты - 450; хромового ангидрида - 50; серной кислоты - 50.
Съемка рентгеновских спектров полученных электроискровых покрытий проводилась на автоматизированном дифрактометре марки ДРОН с использованием монохроматического Со-Ка (длина волны излучения 1,179021 нм) и Си - Ка излучения (длина волны излучения 0,154178 нм). Съемка велась по точкам (в режиме шагового сканирования) в интервале углов 20 = 10 -130 , шаг съемки составлял 0,1, экспозиция 2 - 5 с. Качественный фазовый анализ осуществлялся сравнением набора экспериментальных межплоскостных расстояний d/n со штрих- рентгенограммами хранящихся в банке данных фаз (более 103000 карточек, занесенных в банк из картотеки JCPDS, исследовательских работ или в результате расчета по специальной программе на основании данных о структуре и периодах, взятых из различных источников). Количественную оценку содержания различных фаз осуществляли методом измерения отношений интенсивностеи аналитических линий [45, 62].
Влияние режимов процесса диффузионного насыщения Сг, Мо, Ni и V на показатели качества поверхностного слоя и свойства порошковых материалов
Различие в строении компактных и порошковых сталей обусловлено особенностями их получения. Порошковые стали отличаются от компактных, главным образом, наличием в них макро-, микро- и субмикроскопической пористости, повышенной дефектностью межчастичных границ по сравнению с межзеренными, большей неоднородностью по химическому составу и повышенной газонасыщенностью (большим содержанием кислорода, азота, водорода и т. д.) [67]. Количественная сторона указанных отличий зависит от многих технологических факторов: условий прессования, спекания, ГШ, типа защитной атмосферы, состава материала, технологической предыстории его получения и многих других параметров и изучена не настолько детально, чтобы при расчетах диффузионных процессов можно было пользоваться цифровыми данными. Поэтому при описании особенностей строения порошковых материалов подвергнутых ДН в дальнейшем будем пользоваться, в основном, эмпирическими оценками и закономерностями.
При проведении многокомпонентного насыщения ГШПМ операция насыщения поверхности может проводиться либо до ГШ, либо после ГШ. В первом случае насыщению подвергаются пористые заготовки, процесс аналогичен изученному в [66]. Однако последующая горячая деформация затрудняется из-за наличия твердого диффузионного слоя, что может привести к образованию и развитию поверхностных трещин и увеличению остаточной пористости материала. Вместе с тем, насыщение пористых заготовок имеет важное преимущество по сравнению с компактными сталями, связанное с возможностью протекания не только зернограничной и объемной диффузии, но и диффузии по поверхностям пор. Наличие пористости повышает площадь свободной поверхности и вызывает увеличение толщины поверхностного слоя, особенно на начальной стадии процесса. Однако последующая горячая деформация затрудняется из-за наличия твердого диффузионного слоя, что может привести к образованию и развитию поверхностных трещин и увеличению остаточной пористости материала. Очевидно, что для реализации этого преимущества необходимо оптимизировать режимы ГШ в направлении уменьшения вероятности трещинообразования [103].
При проведении многокомпонентного насыщения горячештампо ванных заготовок практически полное отсутствие пористости делает процесс насыщения сходным с ДН компактных сталей. Тем не менее, отсутствие положительного результата при ДН материала после ковки, установленное в [77], приводит к выводу о необходимости оптимизации режимов ДН и изменении схемы напряженного состояния при горячей деформации от свободной осадки к осадке в матрице, то есть к штамповке с минимальным поперечным течением. Кроме того, известно [86], что поверхность ГІ1ІПМ характеризуется наличием тупиковых пор и оксидов, которые оказывают заметное влияние на результаты ХТО.
Таким образом, к числу известных технологических параметров, оказывающих определяющее влияние на результаты ДН - его температуре и времени - при получении ГШПМ следует добавлять режим ГШ, пористость заготовок, последовательность выполнения операций. Кроме того, необходимо выяснить влияние состава материалов, в частности, содержания углерода, термической обработки. В присутствии углерода, уменьшающего прочность межатомной связи, диффузия марганца сильно ускоряется, вследствие чего он должен обогащать граничный слой зерна в значительно большей степени, чем в феррите. Указанный круг вопросов стал предметом подробного изучения, результаты которого приводятся в настоящем разделе. При исследовании процессов ХТО чаще всего оптимизируют толщину диффузионного слоя. Однако прежде, чем приступить к анализу кинетики насыщения, остановимся на характеристике структурных составляющих порошковых материалов, подвергнутых ДН [81, 96].
Когда насыщаются горячештампованные заготовки, практически полное отсутствие пористости делает процесс комплексного диффузионного насыщения Cr, Mo, Ni и V сходным с насыщением компактных сталей. Использование ГШ позволяет получать материалы с низкой остаточной пористостью (0,5... 1,5 %) и практически беспористые. Однако, несмотря на практически полное отсутствие пористости у ГШПМ, последние характеризуются повышенной дефектностью структуры, наличием тупиковых и изолированных пор, мелкозернистостью. Такие структурные особенности способствуют ускорению диффузионных процессов [66].
Известно [82], что рост толщины диффузионного слоя определяется активностью насыщающей среды, коэффициентом диффузии, скоростью химических реакций на межфазных границах и др. Необходимо отметить, что движущей силой процесса диффузии в металлах является градиент химического потенциала (то есть парциальной свободной энергии), а не принимаемый обычно градиент концентрации диффундирующего элемента. Однако отсутствие достоверных данных для такого большого количества параметров не позволяет провести необходимые расчеты. Поэтому при описании процесса диффузионного насыщения Cr, Mo, Ni и V порошковых сталей использованы, в основном, эмпирические оценки и закономерности [107].
При температурах насыщения железо находится в у-состоянии. Когда с наружной поверхности начинает диффундировать сначала Сг и V, а затем Ni и Мо, то до тех пор, пока их концентрация не достигнет предельного содержания в у-железе, образуется только у-твердый раствор. Диффундирующие атомы Сг и V начинают замещать атомы Fe уже при температуре 973 К, образуя твердый раствор Сг и V в a-Fe. С повышением температуры диффундирующие атомы Ni и Мо замещают атомы Fe в решетке у-фазы, вызывая некоторое изменение параметров кристаллической решетки насыщаемого металла. Затем, когда их концентрация в результате диффузии достигнет предела растворимости в у-фазе, дальнейшее повышение концентрации влечет за собой образование новой фазы, т. е. вызывает процесс перекристаллизации у-фазы в ос-фазу. Предельное содержание этих элементов в у-фазе Fe достигается, прежде всего, на поверхности образца, то перестройка решетки начинается с поверхности и от нее распространяется постепенно в глубь. В результате этого формируется сложное строение слоя, состоящего из различных форм зерен, направленных как перпендикулярно поверхности металла, так и вдоль.
Коррозионо-механический износ
Присутствие на поверхности трения агрессивной среды может сильно увеличить износ. При этом возможно изменение характера процесса износа в результате воздействия коррозии на поверхности трения. Заранее очень трудно предсказать поведение какого-либо материала при одновременном воздействии на него коррозии и трения по данным, полученным при раздельном изучении коррозионной стойкости этого материала без трения, или износостойкости при отсутствии коррозии. Поэтому этот процесс исследуют обычно экспериментально.
В связи с этим в работе проведены комплексные исследования по изучению износостойкости в условиях одновременного воздействия трения и коррозии. Методика испытаний описана в п. 2.2.5. При этом скорость скольжения составляла 0,568 м/с, а удельная нагрузка - 5 МПа. Испытаниям подвергалась порошковая горячедеформированная сталь 45п, изготовленная по схеме ГШ + ДН и прошедшая ДН с индукционным нагревом, обеспечивающго получение беспористых слоев карбида хрома. Порошковые стали после проведения ГШ и ДН, обладают оптимальным сочетанием эксплуатационных свойств. Стойкость получаемых диффузионных слоев на других ПМ (железо, стали 75п и 40Н2Мп), полученных ДН с индукционным нагревом по различным технологическим схемам (ГШ + ДН, ДН + ГШ, ЭСК+ГШ+ДН), практически не отличается от стали 75п. В качестве свидетелей использовались порошковая сталь 75п после ГШ и улучшения и компактная сталь У8, термообработанная до твердости 58...62 HRC3. Проведенные исследования коррозионно-механическое износа (рис. 5.14) показали, что минимальный износ наблюдается у наиболее твердых материалов, таких как, закаленная сталь У8 и подвергнутая диффузионному насыщению сталь 40п. Анализ результатов испытаний свидетельствует о том, что при трении в пресной воде (рис. 5.14а, поз. 2) износ не подвергнутой ДН стали 45п снижается по сравнению с сухим трением (поз. 1) в 4,5 раза. Это объясняется тем, что адгезионный износ, имеющий место при сухом трении и обусловленный схватыванием трущихся поверхностей, сменяется на чисто окислительный. При трении в воде в зоне трения всегда присутствует жидкая окислительная среда, обеспечивающая быстрое и постоянное образование оксидных пленок, которые при трении разрушаются и образуются вновь. Кроме того, жидкая среда снижает температуру в зоне трения, предотвращая тем самым разупрочнение материала. Пресная вода является весьма слабой агрессивной средой и поэтому трение в ней не оказывает сильного разрушающего воздействия. Увеличение агрессивности коррозионной среды путем замены пресной воды (поз. 2) на морскую (поз. 3) приводит к повышению коррозионно-механического износа в 2 раза.
Аналогичные зависимости установлены и для закаленной стали У8 (поз. 4 - 6), имеющей меньшие величины износа, чем сталь 45п. Необходимо однако отметить, что снижение величины износа в пресной воде (поз. 5) по сравнению с сухим трением (поз. 4) у образцов из стали У8 составляет 2,7 раза, что несколько меньше, чем у диффузионно насыщенной горячештампованной стали 45п (поз. 1 и 2). Это связано с тем, что здесь не происходит смены адгезионного износа на окислительный. Несмотря на то, что вода защищает закаленную сталь от перегрева, способного привести к отпуску и разупрочнению материала, ее наличие способствует более интенсивному окислительному износу менее коррозионно-стойкого материала. Поэтому коррозионно-механический износ закаленной стали У8 в морской воде (поз. 6) больше, чем в пресной (поз. 5) в 4,2 раза.
В то же время различие износа порошковой стали 45п после проведения КДН при сухом трении (поз. 7) и при трении в пресной воде (поз. 8) составляет 2 раза. Разницы же в коррозионно-механическом износе при трении в пресной (поз. 8) и морской (поз. 9) водах практически нет ( 1,1 раза). Причиной такого незначительного, в отличие от не подвергнутых насыщению сталей, различия в величинах износа является то, что характер износа диффузионных слоев в исследованных условиях практически не изменяется и представляет собой стабильный окислительный износ пленок оксида хрома.
Описанные выше зависимости коррозионно-механического износа от агрессивности коррозионной среды объясняются тем, что износостойкость при трении в агрессивных средах зависит в большей степени от коррозионной стойкости материала, чем от его физико-механических характеристик. Материалы, не обладающие коррозионной стойкостью в агрессивных средах, подвержены большему коррозионно-механическому износу, чем коррозионно 119 стойкие материалы. Причем с повышением агрессивности коррозионной среды износ увеличивается. Последнее объясняется тем, что более агрессивная коррозионная среда способствует более активному образованию оксидных пленок. У закаленной стали У8, как у наименее коррозионно-стойкого материала эта зависимость выражена более четко (поз. 5 и 6), чем у горячештампованной стали 45п (поз 2 и 3), и диффузионных слоях (поз. 8 и 9).
Важным показателем, характеризующим процесс износа при коррозионно-механическом износе, является коэффициент трения. Как видно из рис. 5.14.6, коэффициент трения для всех исследованных материалов при трении в пресной воде (поз. 2, 5, 8) меньше, чем при сухом трении (поз. 1, 4, 7). Наименьшие его значения наблюдаются при трении в морской воде. Снижение коэффициента трения при переходе от сухого трения к трению в пресной воде очень незначительно и составляет для горячештампованной стали 45п — 2 %, для закаленной стали У8 — 5 %, а для диффузионно-насыщенной стали 45п — 11%. Различие между коэффициентами трения в пресной и морской водах для не подвергнутых насыщению сталей более существенно 10 и 26 % соответственно для сталей 45п (поз. 2 и 3) и У8 (поз. 5 и 6). Для порошковых сталей после проведения ДН разницы в значениях коэффициента трения, как и в величинах износа (рис. 5.14.а, поз. 8, 9) практически нет — 3 % (рис. 5.14.6, поз. 8, 9).
Столь незначительное снижение коэффициентов трения при переходе от сухого трения к трению в воде свидетельствует о том, что ни пресная, ни морская воды не являются смазками для исследованных материалов, режима жидкостного трения не наблюдается. Снижение коэффициентов трения объясняется уменьшением силы, необходимой для разрушения поверхностных оксидных пленок. Это особенно заметно у не подвергнутых ДН сталей при переходе от пресной воды к морской. Причем минимальным коэффициентом трения (поз. 6) обладает наименее коррозионно-стойкий материал - закаленная сталь У8, так как на ней активнее образуются более толстые оксидные пленки. Горячештампованная сталь 45п после проведения ДН обладает более высоким коэффициентом трения (поз. 7 - 9), так как на разрушение пленок оксида хрома требуется приложение больших усилий. При этом скорость образования оксидных пленок в пресной и морской водах практически одинакова, что соответствующим образом сказалось на значениях коэффициента трения.
В заключение следует сказать, что наибольшей стойкостью в условиях коррозионно-механического износа обладают наиболее твердые материалы. Наличие жидкой агрессивной среды вызывает не только повышение износа вследствие окислительной составляющей, но и практически предотвращает адгезионный износ и термическое разупрочнение материала. Для некоррозионно-стойких материалов (45п без насыщения и стали У8) морская вода оказывается значительно более агрессивной средой, чем пресная, и величина коррозионно-механического износа очень сильно зависит от степени агрессивности коррозионной среды. У горячештампованных материалов после ДН, являющихся коррозионно-стойкими, различия между процессами коррозионно-механического износа в пресной и морской водах практически нет. Этот факт дает основание предполагать, что горячештампованные поршковые стали после проведения ДН будут обладать достаточной стойкостью при коррозионно-механическом износе и в более агрессивных средах, таких как растворы кислот.
