Содержание к диссертации
Введение
Литературный обзор, постановка цели и задач исследований 7
Технология получения высокоплотных порошковых материалов 7
Механизмы межчастичного сращивания 15
Строение и миграция границ зерен 21
Выводы по литературному обзору. Цель и задачи исследования 27
Технология приготовления образцов. методики исследования 29
Характеристика исходных материалов 29
Технология получения горячедеформированных порошковых сталей 31
Исследование микроструктуры горячедеформированных порошковых сталей 33
Рентгеноструктурный анализ 35
Локальная Оже-электронная спектроскопия 36
Исследование механических свойств 37,
Оценка точности проведения экспериментов 39
Механические свойства горячедеформированных порошковых сталей 42
Влияние температуры горячей допрессовки на механические свойства ГДПС 42
Влияние на механические свойства горячедеформированных порошковых сталей степени гомогенизации порошкового материала при спекании 45
Микроструктура горячедеформированных порошковых сталей 51
Влияние термической обработки на структуру и механические свойства горячедеформированных порошковых сталей 55
Отжиг горячедеформированных порошковых сталей 56
Закалка и отпуск горячедеформированных порошковых сталей 59
Повышение механических свойств горячедеформированных порошковых сталей 65
Выводы 74
Формирование межчастичного сращивания 76
Сегрегация легирующих и примесных элементов на свободной поверхности спеченной пористой заготовки 76
Торможение миграции межчастичной поверхности сращивания 87
4.2.1. Торможение миграции межчастичной поверхности сращивания субмикропорами 87
4.2.2. Сегрегационное торможение миграции межчастичной поверхности сращивания 92
4.3. Определение движущей силы миграции межчастичной поверхности сращивания
4.4. Сегрегация примесных и легирующих элементов на поверхности разрушения горячедеформированных порошковых сталей 105
Выводы 119
5. Практическая реализация результатов исследования 122
5.1. Закономерности межчастичного сращивания при формировании горячедеформированных порошковых сталей 122
5.2. Разработка технологии изготовления порошковых горячедеформированных деталей 126
5.2.1. Описание деталей 126
5.2.2. Существующая технология изготовления деталей 128
5.2.3. Технология изготовления порошковых деталей 129 Общие выводы 132 Литература
- Механизмы межчастичного сращивания
- Исследование микроструктуры горячедеформированных порошковых сталей
- Влияние на механические свойства горячедеформированных порошковых сталей степени гомогенизации порошкового материала при спекании
- Сегрегационное торможение миграции межчастичной поверхности сращивания
Введение к работе
В настоящее время наметилась устойчивая тенденция возрастания объема производства и потребления порошковых изделий в индустриально развитых странах [1]. Это обстоятельство способствует интенсификации научно-исследовательских работ в области порошковой металлургии (ПМ), направленных на создание новых материалов, разработку и совершенствование технологических процессов их получения. Порошковая металлургия является одним из наиболее прогрессивных формообразующих процессов. Это обуславливается как технико-экономическими показателями, так и ее возможностями создания материалов с особыми механическими и физико-химическими свойствами. Основные преимущества ПМ перед другими технологическими процессами состоят:
в резком сокращении расхода материалов и энергозатрат при производстве изделий;
в многообразии составов и возможности их широкого варьирования при создании новых порошковых и композиционных материалов;
в стабильности функциональных свойств изделий;
в высокой производительности и возможности автоматизации технологических операций;
Расширение области применения порошковых материалов связано с увеличением уровня их эксплуатационных свойств и с практически неограниченной возможностью конфигурационного формообразования уплотняемого порошка или пористой заготовки. Для решения первой задачи требуется формирование высокоплотных материалов. Наиболее перспективной технологией их производства является горячая обработка давлением пористых заготовок (ГОДПЗ).
Многочисленные исследования, проводимые в последние десятилетия, посвящены выявлению зависимостей между составом исходной шихты, параметрами технологии, структурой и свойствами получаемого материала. Осмысление полученных результатов заложило фундамент научных основ ГОДПЗ, учитывающих отличие явлений, сопровождающих формирование горячедеформированного порошкового материала (ГДПМ), от наблюдаемых при аналогичной обработке монолитных материалов и большинства технологических процессов ПМ.
Одним из основополагающих процессов формирования ГДПМ является сращивание материала частиц на уже имеющихся и вновь образующихся контактных поверхностях. Понятие сращивания включает в себя всю совокупность процессов, в результате которых структура материала в области бывшей поверхности физического раздела соединяемых составляющих порошкового материала приближается к зернограничной структуре монолитного материала. Степень завершенности и, следовательно, качество сращивания зависят от внешних и внутренних условий протекания этих процессов. В работах [2-7] заложены научные основы теории межчастичного сращивания, базируясь на которых можно решать конкретные задачи по разработке технологии изготовления высокоплотных изделий из ГДПМ на основе различных порошковых шихт.
Однако все выполненные к настоящему времени исследования межчастичного сращивания были выполнены, в основном, применительно к материалам на основе нелегированного железного порошка и железоуглеродистых композициях. В то же время дальнейшее расширение номенклатуры деталей, выпускаемых с применением ГОДПЗ, производство тяжелонагруженных изделий ответственного назначения неизбежно связаны с использованием в качестве исходного материала легированных железных порошков.
В связи с этим актуальность темы диссертации определяется необходимостью получения высокоплотных материалов на основе легированных железных порошков с заданным уровнем свойств и качеством межчастичного сращивания. Для разработки эффективных технологий ГОДПЗ с целью производства деталей из таких материалов необходимо проведение специальных исследований.
На основе результатов проведенных исследований разработана технология изготовления оси ролика и ролика толкателя плунжера топливного насоса ТНВД ЛС4ТН-9х 10 двигателя А-41.
При проведении аналитического обзора научно-технической литературы использовалась всемирная компьютерная сеть Интернет (сайт . ; . nsc.ru\eng\books).
Работа выполнена на кафедре «Материаловедение и технология материалов» Южно-Российского государственного технического университета (Новочеркасского политехнического института) в соответствии с научно-технической программой «Научные исследования высшей школы по приоритетным направлениям науки и техники» по госбюджетной теме 1.00. «Разработка теоретических и физических основ формирования перспективных функциональных материалов» на 2000 — 2004 гг.
1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР, ПОСТАНОВКА ЦЕЛИ И ЗАДАЧ ИССЛЕДОВАНИЙ
Механизмы межчастичного сращивания
При изготовлении спеченных порошковых материалов решение проблемы формирования качественного сращивания не представляется актуальной, так как его обеспечение достигается диффузионным путем в процессе длительного высокотемпературного спекания, необходимого для консолидации порошкового тела. В случае формирования порошкового материала в условиях динамического приложения уплотняющей нагрузки обеспечение качественного межчастичного сращивания является основополагающей задачей, в значительной мере определяющей выбор технологических режимов. Поэтому исследование этого процесса сопровождает разработку технологии производства Г ДИМ [14,48,49].
Первые исследования межчастичного сращивания проводились на модельных образцах, что объясняется сложностью локализации зоны сращивания для анализа происходящих в ней процессов, с одной стороны, и стремлением ограничить круг явлений, сопровождающих уплотнение порошкового тела, с другой [2, 3]. В этих работах подчеркивается значение взаимодействия контактных поверхностей на атомном уровне. На основании результатов микроструктурного анализа и механических испытаний микрообразцов определен наиболее благоприятный температурный интервал горячего деформирования, обеспечивающий максимальный уровень механических свойств. Авторами установлено, что наиболее чувствительной характеристикой качества сращивания является относительное сужение. В интервале температур горячей деформации между точками Aci и Ас3 наблюдается падение пластичности при увеличении значений относительного сужения. Эта аномалия объясняется прорастанием зерен феррита через границу раздела при перекристаллизации. Однако относительно низкая температура деформации не позволяет залечить микродефекты, и разрушение происходит по границе раздела.
Существенную роль при формировании структуры зоны сращивания играет адсорбция кислорода. Образование атмосфер Котрелла затрудняет перемещение дислокаций, упрочняет зону сращивания. Исследование сращивания мономорфного металла позволило исключить влияние фазового превращения на этот процесс [3]. Контактирующие по границе раздела зерна соединяются мостиками с пустотами между ними. Фрактография излома не выявила разрыва сплошности на мостиках, что свидетельствует о формировании контакта на атомном уровне. Развитие сращивания осуществляется в результате синхронной с деформацией миграции границ одних контактирующих зерен за счет других.
Положение о роли миграции границ контактирующих зерен получило развитие в [50]. Электронно-микроскопическое исследование структуры зоны сращивания позволило установить, что качество сращивания и уровень структурно-чувствительных свойств определяются характером взаимодействия возникших при развитии контакта межчастичных поверхностей сращивания (МЧПС) и расположенных на них субмикропор и неметаллических включений. Если степень термомеханического воздействия на формируемый материал не обеспечивает реализацию условий, необходимых для отрыва МЧПС от зернограничных дефектов, то сращивание является межкристаллитным. Внутрикристаллитное сращивание формируется при освобождении мигрирующей МЧПС от субмикропор и неметаллических включений. По мере уменьшения плотности зернограничных дефектов, обеспечиваемого созданием больших движущих сил миграции, наблюдается переход от интеркристаллитного разрушения к волокнистой структуре излома. Максимальной пластичности материала соответствует чашечный излом с наибольшим диаметром чашек, обусловленным протеканием значительной пластической деформации, предшествующей разрушению.
В [51] авторы, развивая подход к твердофазному соединению металлов, как к классу топохимических реакций, предлагают метод аналитической оценки различных пар металлов к схватыванию. По значениям относительной прочности и скорости ее изменения при термомеханическом воздействии оценивается площадь активных центров и частота их появления, что делает возможным определить скорость роста относительной площади физического контакта и энергию активации поверхности. Такой же критерий сращивания использовался в [52] при динамическом горячем прессовании пористых заготовок из железного порошка. Оценивая роль различных стадий обработки в процессе сращивания, авторы отмечают неравноценность температурных и механических факторов при различных условиях процесса. Если при низких температурах затраты значительной механической энергии не приводят к существенному улучшению качества контакта, то при высоких приложение механической энергии оказывается более эффективным средством улучшения качества сращивания, чем повышение температуры. Следовательно, существует температурно-энергетический минимум воздействия на пористую заготовку, обеспечивающий достижение максимального уровня сращивания. В [53] отмечается положительная роль сдвиговой пластической деформации в получении качественного соединения.
Исследование микроструктуры горячедеформированных порошковых сталей
Технология динамического горячего прессования или горячей штамповки пористых порошковых заготовок описана в [14, 48, 49]. Она включает в себя следующие операции: смешивание порошковых компонентов, статическое холодное прессование (СХП) дозированной навески шихты, спекание пористой заготовки, ее кратковременный нагрев и горячую допрессовку. Смешивание шихты, состоящей из железного порошка и порошка графита, осуществлялось в лабораторном смесителе ротационного типа с наклонными лопастями (рис. 2.1), установленном в шпинделе токарного станка. Продолжительность операции, обеспечивающая равномерность распределения компонентов, составляла в зависимости от массы шихты 1-1,5 часа при частоте вращения 800 об/мин.
Навеску массой 56 г взвешивали на весах ВТ-200 с точностью ±0,1 г. СХП производили на гидравлическом прессе марки 2ПГ-125 с максимальным усилием 1250 кН. Для достижения заданной пористости прессование велось до упора, определяющего высоту холоднопрессованной заготовки.
Спекание и кратковременный нагрев пористой заготовки осуществляли в лабораторной муфельной печи с силитовыми нагревателями. Муфель из нержавеющей стали, соединяется с баллоном с защитной атмосферой, расход которой регулировался с помощью расходомера. Температурный режим поддерживался автоматически терморегулятором потенциометра КСП-ЗП.
Горячая допрессовка пористых заготовок проводилась на кривошипном прессе марки КД — 2330 с максимальным усилием 1000 кН.
Настройка пресса, осуществляемая регулированием положения нижней мертвой точки ползуна, позволяла обеспечить заданное значение остаточной пористости ГДПС.
Свойства порошковых материалов зависят от их макро- и микроструктуры, которые в порошковых сплавах определяются составом, условиями прессования, а также температурой, временем и средой спекания, режимами последующих обработок. Получение изделий с заданной структурой обеспечивает необходимый уровень механических и физико-химических свойств. Для получения необходимой структуры используют различные факторы, которые затормаживают или ускоряют диффузионные процессы, препятствуют прохождению рекристаллизации, движению дислокаций и т. п. В порошковых металлах, наряду с перечисленными факторами, значительное влияние на свойства оказывают форма и размеры исходных частиц порошков, величина и качественное состояние межчастичных контактов, а также распределение, количество и форма пор. Пористость в порошковых металлах является самостоятельным структурным фактором, от которого зависят как механические, так и физико-химические свойства. В связи с этим структурными составляющими порошковых металлов являются металлические фазы, образующие основу материала; неметаллические включения (например, графит, оксиды, сульфиды, карбиды, нитриды и т. п.) и поры.
Микроструктурное исследование проводили на образцах, изготовленных по методике, описанной в 2.2. Для удобства дальнейшего изучения ввиду того, что данные образцы имели достаточно малые размеры, их помещали в расплав Вуда (tnsi = 68С). Далее образцы, зафиксированные таким образом в сплаве, шлифовали на шлифовально - полировальном станке ПШСМ с применением абразива 4-Н, М28, периодически промывая водой и поворачивая на 90. После чего осуществляли шлифование на шлифовальной бумаге, грубое и тонкое полирование, последнее осуществлялось на алмазной пасте (величина абразива 7 мкм). Окончательное полирование производили оксидом хрома при постоянном вращении образца, используя шлифовально — полировальный станок Нерис (модель 3881) Подготовленные в результате микрошлифы изучали с помощью металлографического микроскопа МЕТА VERT (фирмы REICHERT, Австрия).
Влияние на механические свойства горячедеформированных порошковых сталей степени гомогенизации порошкового материала при спекании
Обеспечить стабильно высокие механические свойства ГДПС в условиях введения углерода как компонента шихты возможно при его полном растворении и равновесном распределении в металлической матрице на стадии спекания пористой заготовки. Обычно оценка степени гомогенности порошкового аустенита определяется по результатам химического анализа материала, измеряющего содержание в шихте углерода. Применительно к исследуемым материалам кинетика растворения углерода на стадии спекания пористой заготовки представлена на рис. 3.3.
Данные зависимости свидетельствуют, что влияние различий химического состава используемых железных порошков практически не сказывается на процессе науглероживания. Исходя из хода кривых, можно заключить, что при рассматриваемой температуре нагрева продолжительность спекания, обеспечивающая практическое отсутствие в материале свободного углерода составляет 40-50 мин. Однако результаты механических испытаний образцов после их доуплотнения при 1150С до практически беспористого состояния (табл.3.1) свидетельствуют о том, что такая продолжительность спекания не обеспечивает достаточно высокий уровень свойств.
Из табл. 3.1 видно, что обеспечить стабильно высокие механические свойства ГДПС в условиях введения углерода как компонента шихты возможно при таких режимах спекания, которые обеспечивают его полное растворение и равновесное распределение в металлической матрице. Причем наиболее чувствительны к гомогенизации порошкового материала показатели пластичности и ударной вязкости.
Кинетика растворения углерода в пористой заготовке, определенная на основе результатов химического анализа представлена на рис. 3.3. Из этих данных следует, что полное растворение углерода происходит в течение одного часа. Однако результаты механических испытаний свидетельствуют о том, что при такой продолжительности спекания ГДПС не обладают пластичностью и вязкостью. Для объяснения такого расхождения было проведено исследование изломов пористых заготовок методом Оже-электронной спектроскопии на спектрометре модели PHJ-680 фирмы "Physical Elecrtronics". На рис.3.4 продемонстрирована поверхность разрушения пористой заготовки, спеченной в течение одного часа. Обращает на себя внимание фрагмент этой поверхности, обозначенный точкой 8.
Результаты аргонного травления материала в точке 8 показали, что данный морфологический структурный элемент является областью с неравновесным содержанием углерода (рис. 3.5). Концентрация углерода остается на высоком уровне ( 40 ат %) при травлении на глубину 100 нм.
Следовательно, эта область представляет собой трехмерное включение, образовавшееся в результате диффузии во время спекания ионов железа в бывшую частицу графита. Судя по результатам ОЭС, ее химический состав соответствует формуле неравновесного карбида Feo C. Относительно гладкая поверхность излома наблюдаемого включения позволяет заключить, что это разрушение происходило по механизму скола, свойственному хрупкому разрушению. Следовательно, наличие в структуре материала спеченной пористой заготовки таких морфологических элементов негативно влияет на механические свойства ГДПС. Если предел прочности уменьшается на несколько процентов, то пластичность и вязкость материала падают до нулевого значения (табл.3.1).
Исследование изломов пористых заготовок, спеченных в течение 1,5ч, на Оже-спектрометре показало отсутствие отмеченных выше включений, что может быть истолковано как завершение процесса гомогенизации их материала. В связи с плохой прессуемостью углеродистых железных порошков из производители вводят легирующие элементы, но не добавляют углерод, поэтому вопросам гомогенизации пористого материала по углероду на стадии его спекания следует уделять повышенное внимание. Исследованию спекания железографитовых композиций посвящены многочисленные публикации [8], из которых следует, что полное растворение углерода в железе в зависит от температуры процесса и при обычно применяемых в практике порошковой металлургии температурах (1100-1150 С) находиться в пределах одного часа. Изучение растворения углерода при использовании легированного железного порошка вряд ли можно считать исчерпывающим. По данным настоящей работы следует, что растворение углерода в легированном аустените происходит медленнее, чем в нелегированной железографитовой композиции, что может быть объяснено влиянием легирующих элементов, растворенных в Fey и замедляющих диффузию углерода. Это обстоятельство подтверждается и результатами механических испытаний (см. табл. 3.1). ГДПС, сформированные после гомогенизации материала пористой заготовки, имеют показатели прочности, пластичности и вязкости на уровне компактных сталей аналогичного химического состава.
Сегрегационное торможение миграции межчастичной поверхности сращивания
Преобладающим механизмом образования вакансий является механизм Шоттки, заключающийся в перемещении вакансии с поверхности кристалла в объем. Поэтому для расчета поверхностной энергии надо учитывать число граней, ограничивающих вакансионные полости в объеме и на поверхности кристалла. U\ (4-3) где UB — энергия образования вакансий; а - поверхностная энергия; Aj - площадь грани элементарного многогранника; К - координационное число, равное числу граней, ограничивающих вакансионную полость в объеме кристалла; N - координационное число поверхностного атома, равное числу граней элементарного многогранника на поверхности кристалла. В случае ОЦК-металлов координационные числа должны учитывать наличие двух координационных сфер. Выразим площади граней через параметр кристаллической ячейки (а). В случае плотноупакованных кристаллических структур на одну координационную связь приходится площадь грани элементарного многогранника, равная 0,157 а . Для ОЦК металлов для первой координационной сферы на одну координационную связь приходится площадь грани элементарного многогранника, равная 0,325 а , для второй координационной сферы - 0,125 а . Для расчета площади вакансионной полости в объеме металла учитываем все возможные координационные связи. Рассмотрим два случая зарождения поверхностной вакансии с учетом топографии поверхности, представляющей собой фрагменты плоскостей решетки с низкими миллеровскими индексами, как наиболее плотноупакованные, разделенные ступеньками. Такое положение соответствует усредненному значению UB, так как вакансии могут перемещаться одновременно с разных кристаллографических плоскостей. В первом случае вакансия зарождается в углу ступеньки, что соответствует 4 координационным связям для плотноупакованных кристаллических структур и 1,33 и 1 — для первой и второй координационных сфер ОЦК-металлов. Во втором случае вакансия зарождается непосредственно на ступеньке, что возможно при высоких температурах вследствие энергетических флуктуации. При таком механизме число координационных связей удваивается. Такое различие в расчетных формулах даст минимальное и максимальное значения поверхностной энергии металла. Для расчета поверхностной энергии по выражению (4.3) использованы значения энергии образования вакансий, приведенные в [131-135] и параметров кристаллических ячеек, приведенные в [104].
По результатам расчета значение энергии свободной поверхности железа находится в пределах 1,4-2,8 Дж/м . Полученные расчетные значения поверхностной энергии согласуются с литературными данными, систематизированными в [126]. Воспользуемся соотношением зернограничной и поверхностной энергии, равным 0,4 [136]. Подставляя исходные значения в формулу {АЛ), получим интервал значений силы торможения субмикропорами МЧПС (F„m=0,06-1,6 Дж/м ). Полученный результат показывает, что максимальный эффект, тормозящий миграцию МЧПС, вызванный субмикропорами, оказывается примерно на два порядка меньше, чем тормозящее действие на миграцию МЧПС, обусловленное сегрегацией (см. 4.2.2). Влияние субмикропор на МЧПС следует учитывать при действии движущих сил миграции, соизмеримых со значением «1Дж/м .
Определим силу сегрегационного торможения в случае отрыва МЧПС от сегрегационной атмосферы. При условии, что работа, совершаемая против силы сегрегационного торможения Fcm, должна диссипироваться за счет диффузии сегрегированных атомов, происходящей при миграции МЧПС, расчет Fcm проводится по следующему выражению приведенному в [137]: гст 2-і npuei Xcdi -R-эл К М\ максі м0 № ( -максГ мі/V \ ш ) где Смакс Спривъ Смі - максимальная, приведенная и внутризеренная концентрации і-ого компонента; хссц -ширина сегрегационной зоны (рис. 4.12); Кэл- число атомов, приходящихся на одну элементарную кристаллическую ячейку; к- постоянная Больцмана; Г-абсолютная температура; а - параметр кристаллической решетки.
