З6. Основные виды брака при спекании и пути его предупреждения.

Спекание - заключительная, основная операция технологической схемы производства изделий методом порошковой металлургии. Поэтому при спекании возможно появление брака как в результате нарушения режимов нагрева и охлаждения заготовок, так и в результате выявления каких-либо отклонений при осуществлении более ранних операций формования или приготовления порошков и их смесей. При появлении брака должны быть приняты немедленные меры по выяснению причин его возникновения и их устранению. Основные виды брака при спекании:

1) Скрытый расслой – появл-ся в спеченном изделии трещин, имевшихся в порошковой формовке в виде небольших нарушений сплошности, невидимых невооруженным глазом. Брак неисправим.

2) Недоспекание (занижение Т, недостаточная продолжительность). нарушение требований плотности и прочности спеченного изделия при занижении заданных температуры или времени изотермической выдержки. Можно исправить повторным спеканием, однако механические свойства изделий после допекания, как правило, ниже, чем у изделий; После спекания ПС должна иметь такую же структуру как и компактная. Отличающаяся только присутствием пор, т.е должны пройти процессы взаимной диффузии компонентов и выровняться состав. Допускаются графитные и медные включения и др. легирующих элементов (Ф+П структура). Реально полная гомогенизация (выравнивание) не достигается. Недоспекание можно исправить повторным спеканием.

3) Пережег – результат завышения Т при спекании проявл-ся как оплавление утолщения границ зерен. При этом металл охрупчивается. Дефект неустраним.

4) Вспучивание на поверхности детали – следствие слишком быстрого нагрева. образование пузырей на поверхности спеченного изделия. Причины - интенсивное газовыделение при жидкофазном спекании, местные перегревы из-за неравномерности нагрева порошковой формовки в печи, вызывающие расплавление какого-либо компонента при твердофазном спекании. Брак неисправим;

5) Коробление искажение формы, приводящее к нарушению требуемых геометрических форм изделия. Появлению брака способствует плохое перемешивание компонентов шихты, неравномерная плотность порошковой формовки, и, чрезмерно быстрый подъем Т при нагреве. Брак может быть исправлен (часто лишь с большим трудом) шлифованием или обработкой давлением, калибровкой.

6) Корочка - образуется в поверхностном слое спеченного брикета структуры, отличающейся от заданной. Возникает из-за разложения органических связок или смазок, вводимых в шихту для улучшения прессуемости порошка. Брак неисправим. Для предотвращения его появления применяют медленный и равномерный нагрев заготовок, тщательное укрытие их засыпкой и достаточную подачу защитного газа в печь;

47. Отпуск порошковых сталей. Отпуск - операция ТО, связанная с нагревом закаленной стали до Т значительно ниже критической точки A_l, выдержке при этой Т до полного прогрева изделий и охлаждения. Отпуск проводится для снятия закалочных напряжений, уничтожения хрупкости стали и придания ей необходимой пластичности и вязкости. При отпуске закаленной стали в ней совершается ряд структурных превращений. В области Т от 100 до 200°С происходит переход тетрагонального мартенсита в кубический. Этот процесс сопровождается некоторым сокращением объема стали, твердости на 2—3 HRС_э и резким хрупкости. После такого отпуска игольчатое строение мартенсита сохраняется, но иглы становятся менее резкими, размытыми. Такая структура носит название мартенсита отпуска. Отпуск стали при Т=100—200 °С наз-ся низким отпуском, он очень широко применяется на практике для изделий, работающих на истирание без резких динамических нагрузок. При нагреве закаленной стали в области Т=250— 300°С происходит переход остаточного аустенита в мартенсит. Процесс этот, связанный с увеличением объема стали, вызывает внутренние напряжения. Поэтому отпуск беспористой стали при температурах около 300°С применяется редко. При дальнейшем Т отпуска происходит непрерывный распад мартенсита с образованием ферритоцементитной смеси, структура которой наз-ся трооститом отпуска или сорбитом отпуска. Если в процессе закалки при распаде аустенита цементит в ферритоцементитной смеси имеет форму пластинок, то при отпуске при распаде мартенсита частички цементита получают форму не пластинок, а глобулей. Такое строение при одинаковой твердости прочности стали отличается повышенной ударной вязкостью. Поэтому для получения изделий из конструкционной стали, обладающей большой прочностью при высокой вязкости, их закаливают и отпускают на заданную твердость и прочность при Т=400—600 °С. Такой отпуск наз-ся средним отпуском. При нагреве закаленной стали выше 600—650°С происходит процесс укрупнения частичек цементита и переход троостито-сорбитной структуры в зернистый перлит. Такой отпуск наз-ся высоким отпуском. Принципиальное отличие закаленных порошковых пористых сталей от беспористых состоит в том, что если твердость у ПС после закалки повышается (как в беспористых сталях соответствующего химического состава), то прочность либо повышается несущественно по отношению к спеченному состоянию, либо даже несколько понижается. Такая аномальная зависимость прочности при закалке может быть объяснена следующими соображениями:

Известно, что при закалке в результате мартенситного превращения в изделиях возникают след. напряжения: макроскопические—термические или деформационные (вследствие неравномерного распределения Т по объему изделия); фазовые, связанные с изменением V; микроскопические и субмикроскопические, обусловленные искажением кристаллической структуры. В ПС при закалке на величину и распределения закалочных напряжений будут оказывать влияние поры, межчастичные границы, химическая неоднородность аустенита. Это влияние проявляется в крайне неравномерном распределении в изделиях внутренних напряжений, появлении их пиков в устьях пор и в других дефектах структуры, что вязкость и способствует хрупкому разрушению. Повышение прочности в закаленных сталях происходит только после отпуска с Т, обеспечивающих снятие закалочных напряжений. Установлено, что мах прочность пористых закаленных ПС достигается после проведения отпуска в интервале 200—450 °С. Усложнение состава стали приводит к более резкому падению прочности после закалки, что связано с химической неоднородности аустенита, сохранением и распадом остаточного аустенита при отпуске в интервале Т=200— 350 °С, более неоднородным распределением закалочных напряжений. Оптимальная Т отпуска связана также с пористостью; с пористости сталей, изготовленных на основе мех. смесей, хим. неоднородность аустенита , мартенсит становится более неоднороден, Т отпуска . В связи с большой хим. неоднородностью А упрочнение закаленных сталей при отпуске может вызываться также возможными процессами старения, к-ые наиболее активно протекают в интервале Т=350—450 °С.

41. Влияние легирования на свойства порошковых сталей. Основой порошковых сталей (ПС) служит железо, свойства которого при спекании оказывают большое влияние на формирование структуры и св-в стали. Наряду с ПС порошковые изделия могут изготавливаться на основе одного железного порошка, а также железа, легированного другими элементами. Для получения практически беспористых изделий с повышенными механическими св-вами применяют горячее изостатическое прессование - экструзию, динамическое горячее прессование. В связи с низкой прочностью и твердостью спеченного железа, для повышения его механических свойств в железный порошок при приготовлении порошковой смеси вводят легирующие добавки (P, Cu, Cr, Ni, Mo), а спеченные изделия подвергают ХТО: азотированию, сульфидированию, хромированию.

Медь в железные изделия вводят непосредственно в виде порошка или при изготовлении порошковой смеси в виде лигатуры. Введение меди в количестве 1,0–10 масс. % предел текучести и временное сопротивление материала, но несколько снижает его пластичность и вязкость. Введение меди препятствует атмосферной коррозии. Мах прочность на разрыв достигается при массовой доле меди 5–7 %. Медь снижает усадку материала при спекании. При одновременном легировании никелем и медью (Ni — 4 % и Си — 2 %) прочность на разрыв образцов с пористостью 10 % достигает 400–420 МПа, удлинение —7–8 %, твердость — 120–127 НВ.

В связи со сравнительно низкой прочностью и твердостью спеченных железных изделий, основная масса порошковых материалов на базе железа дополнительно легируется углеродом, под действием которого спеченное железо приобретает способность закаливаться и во много раз повышать свою твердость и прочность. Углеродистые ПС и стальные изделия могут быть получены непосредственным введением в железный порошок углерода в виде графита, сажи или чугунного порошка, а также путем науглероживания изделий в процессе спекания или цементации после спекания. Наиболее распространен метод введения в порошковую смесь графита. Однако из-за неравномерного распределения графита по объему смеси при смешивании стальные изделия в спеченном состоянии отличаются непостоянством св-в и структурных составляющих. При спекании железографитовых изделий графит частично выгорает. Для уменьшения выгорания применяют графитсодержащие засыпки, углеродсодержащие среды. Кроме этого при приготовлении порошковой смеси в ее состав дополнительно вводят избыточное количество графита. К основным факторам, определяющим структуру и свойства порошковых углеродистых сталей, относятся температура, время и среда спекания. При содержании в смеси до 1,0–1,2 % графита оптимальная температура спекания составляет 1150–1200 °С, при содержании графита выше 1,2–1,5 % — 1050–1150 °С. Время спекания определяется масштабом усадки и массой изделия.

Медь в ПС вводится в виде порошка чистой меди, омедненного графита, путем пропитки спеченных заготовок. В первых двух случаях при спекании медь, имея температуру плавления 1083 °С, находится в жидком состоянии и взаимодействует с железом, образуя твердый раствор замещения на основе  -железа с максимальной концентрацией меди в растворе до 8 %. Медь понижает концентрацию углерода в перлите, сдвигая точки S и Е на диаграмме железо— углерод влево. При содержании в стали до 1 % меди она способствует усадке при спекании, при дальнейшем повышении ее концентрации наблюдается рост спеченного изделия. Повышение в порошковых сталях углерода уменьшает влияние меди на рост спеченного изделия, что достигается образованием в структуре сплава тройной железомедноуглеродистой фазы, которая расплавляясь при 1100°С, вызывает усадку. Введение углерода в железомедные сплавы также резко повышает прочность порошковых изделий, причем мах возрастание св-в наблюдается при содержании меди до 5–6 % и углерода до 0,3–0,6 %. Ведение никеля в ПС приводит к мех. св-в материала, что связано как с прочности феррита, так и благоприятным воздействием никеля на состояние межчастичных границ. Никель способствует «рассасыванию» межчастичных границ, увеличению протяженности металлического контакта, повышает усадку и плотность изделий. Ni порошковые конструкционные стали содержат обычно 0,3–0,6 % C и 1–3 % Ni.

содержания Ni оптимальное содержание C. В связи с тем, что при спекании вызывает большую усадку, для получения безусадосньх изделий с высокими мех. св-вами ПС легируют одновременно Cu и Ni. Легирование ПС Мо производится только при изготовлении ответственных тяжелонагруженных деталей. В ПС Мо вводится в кол-ве (0,2–1,0) % при изготовлении порошковой смеси в составе порошков, полученных распылением. Введение хрома в ПС положительно влияет на её св-ва. С Fe Cr образует α-γ-твердые р-ры и интерметаллидные соед-ия, к-ые появл-ся в сплаве при содержании Cr свыше 30 %. Отличительной особенностью Cr явл-ся высокая устойчивость его оксидов, T диссоциации к-ых почти достигает T плавления чистого Cr. Это осложняет процесс спекания, особенно когда Cr вводится в смесь в виде чистого порошка хрома. Наличие оксидов затрудняет диффузионные процессы, а само спекание необходимо производить при высоких T в остроосушенных восстановительных средах (H₂, дисаммиаке). Поэтому структура спеченных хромсодержащих сталей отличается повышенной гетерогенностью и наличием фаз, которые по среднему составу материала не отвечают равновесной диаграмме его состояния. Ограниченное применение марганца в качестве легирующего элемента в порошковой металлургии связано с большой трудностью восстановления его оксидов, к-ые сохраняются в сплавах даже при спекании в вакууме и остроосушенных средах. Поэтому при изготовлении порошковых смесей марганец вводят в виде порошков ферросплавов-лигатур, а при спекании применяют остроосушенные среды и высокие Т(1200–1280 °С).

42. ПОРОШКОВЫЕ ЛЕГИРОВАННЫЕ КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИ. Порошковые конструкционные детали на основе легированных сталей могут быть изготовлены прессованием и спеканием легированных порошков и гранул, смесей порошков Fe с порошками легирующих элементов, а также пропиткой жидкими Me пористых спеченных заготовок и диффузионным насыщением при высоких Т. При изготовлении конструкционных стальных порошковых деталей важно знать предельное содержание вводимых компонентов и влияние каждого из них на кинетику спекания, формирование структуры и св-в. Установлено, что предельное суммарное содержание легирующих компонентов в порошковых конструкционных сталях не должно превышать 6... 8% (по массе). Дальнейшее увеличение этих компонентов, хотя и прочность на разрыв, но из-за увеличения гетерогенности структуры резко снижает пластичность и ударную вязкость, Если изделия изготавливают на основе смеси порошковых компонентов, то с их увеличением резко хим. и структурная неоднородности, мех. св-ва , наблюдается большая их нестабильность. В кач-ве легирующих элементов применяют Ni, Cu, Cr, Mo и др. Роль каждого из них определяется кол-венным отношением легирующего элемента к Fe и к другим легирующим элементам, а также отношением к оксидам, представляющим в большинстве случае в межчастичные границы. В ПС легирующие элементы могут находиться в свободном состоянии, образовывать твердые р-ры, карбиды, интерметаллические соед-ия и т. п. Так, Ag, Pb не образуют с Fe ни тв. р-ров, ни химических соед-ий, и при их введении в сталь они находятся в свободном состоянии. Медь (хотя и имеет очень малую растворимость при комнатных Т) при спекании выше Т плавления 1083 °С, расплавляясь, образует жидкую фазу и благоприятно воздействует на процесс формирования структуры и св-в стали. Поэтому медь широко применяется в порошковой металлургии в качестве одного из основных легирующих компонентов.

45. Отжиг порошковых сталей. Отжигу подверг-ся как готов изделия, так и порошки. Для готов изд отжиг может быть последней операцией, может и промежуточной. Неполный отжиг до Acm(SE) - сферидизация. Нормализация для измельчения зерна.

Дата добавления: 2015-12-08