Сборник трудов конференции Павловские чтения 2010

Подождите немного. Документ загружается.

Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство

490

наибольшего зерна, минимального балла, балла по наибольшей доли величин зёрен, находящихся

на площади анализа. Относительная погрешность измерений находилась в пределах 1…5%.

В таблице 1 приведены интегральные величины постадийного структурообразования в

характерных зонах образца (А, В, С)

Таблица 1. Интегральные величины постадийного структурообразования в характерных зонах

образца (А, В, С)

На рис 5 - 7 представлен анализ интенсивности образования мозаичной блочной структуры в

характерных зонах образца (А, В, С).

Рис. 5.

Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство

491

Анализ приведённых данных (рис.5-7 и табл. 1.) подтверждают предположения,

высказанные М.Ю. Бальшиным о механизме сращивания (растворения) границ зёрен и

образования крупных блоков мозаики структуры за счёт выделения тепла атомами вещества в

момент вхождения в интенсивный контакт.

Выделение тепла – обязательный спутник не только залечивания, но и промежуточных

процессов перехода дефектов с более высокой энергией образования в дефекты с более низкой

энергией. Таким промежуточным процессом, по М.Ю. Бальшину [8] является образование

контактной поверхности, спекания при низких (комнатных температурах), так называемое по А.П.

Семёнову явление «схватывания» [9]. Независимо от механизма (холодная пластическая

деформация, различные виды высокотемпературного течения при спекании) процесс сводится к

переходу дефектов с более высокой поверхностной энергией Г в дефекты с более низкой

пограничной энергией, равной Г

гр

пл

. При этом, пограничная энергия равна 15…25% от

величины поверхностной энергии. Выделение тепла атомами вещества в момент вхождения в

контакт (а в контакт вследствие поверхностной шероховатости входит больше, чем один атомный

Рис. 6.

Рис. 7.

Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство

492

слой на каждой частице) достаточно для расплавления слоёв вещества, непосредственно

участвующих в этой реакции [8,11].

Поэтому образование контактной поверхности при холодном формовании можно

рассматривать как локализованный в очень малых участках процесс горячего спекания в момент

вхождения в контакт. Схватывание при холодном интенсивном прессовании, сопровождаемое

разрывом несхватившихся контактов при последующей разгрузке, содействует групповому,

зональному, мозаичному, блочному) обособлению частиц [11].

Согласно данным табл. 1 в зоне С отношение площадей наибольшего зерна пятой стадии к

площади наибольшего зерна четвёртой стадии составило:

5,1][38,2

3,10302

5,24603

max

=>== n

мкм

нормативные значения которого соответствует преодолению энергетического барьера сращивания

межзёренных контактов.

Таким образом, установлено явление межчастичного сращивания на завершающих стадиях

интенсивного прессования (уплотнения), что обуславливает существенное повышение уровня

физико-механических свойств отпрессованных заготовок [10].

Список литературы:

1. Гуляев А.П. Моя металлография//Металловедение и термическая обработка металлов,

1995. №7 с.11-14.

2. Гуляев А.П., Серебрянников Л.Н. Исследование аномального роста зерна в металлах//

Металловедение и термическая обработка металлов, 1978. №12 с.5-8.

3. Дорофеев Ю.Г. Динамическое горячее прессование пористых порошковых заготовок.-М.:

Металлургия, 1977. 216с.

4. Дорофеев Ю.Г., Попов С.Н. Исследование сращивания металлов при динамическом

горячем прессовании//Порошковая металлургия. 1971. №2. с.44-51;

5. Дорофеев Ю.Г., Дорофеев В.Ю., Егоров С.Н. и др. Сращивание на контактных

поверхностях при различных технологических вариантах горячей обработке давлением

порошковых материалов//Порошковая металлургия. 1986. №10. с.31-34.

6. Гапонцев В.Л., Колосков В.М., Индуцированная диффузия – ведущий механизм

формирования активированных сплавов// Металловедение и термическая обработка металлов.

2007. №11. с. 3-15.

7. Дорофеев Ю.Г., Попов С.Н, Исследование сращивания малоуглеродистой стали при

динамическом горячем прессовании. Исследование в области порошковой и стружковой

металлургии. Новочеркасск.: Кн.Изд-во. 1968. с. 120-141

8. Бальшин, М. Ю. Порошковое металловедение / М. Ю. Бальшин. − М. : Металлургиздат,

1948. − 332 с.

9. Семёнов А.П. Схватывание металлов. М.: Машгиз. 1958. 280с.

10.

Кокорин В.Н., Марков А.С., Митюшкин А.А., Наумов В.В. Прогрессивные технологии

изготовления высокоплотных деталей номенклатуры ОАО «ДААЗ»//Труды 7 Международный

НТК «Математическое моделирование физических, экономических, социальных систем и

процессов». Ульяновск.: УлГУ. 2009 132,133с.

11. Бальшин М.Ю. Порошковое металловедение.- М.: Металлургиздат. 1948. 332с.

Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство

493

ВЛИЯНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ СПЕКАНИЯ ПОРОШКОВЫХ

ЗАГОТОВОК ИЗ МЕТАЛЛОКЕРАМИКИ НА СРАЩИВАНИЕ И МЕХАНИЧЕСКИЕ

СВОЙСТВА ПОЛУЧАЕМЫХ МАТЕРИАЛОВ

Янина А.В., Гук С.В., Мюллер В., Кавалла Р., Вайгельт К., Шэрфль В., Анезирис К.

Германия, Фрайбергская Горная Академия, Институт обработки металлов давлением

Anna.Yanina@imf.tu-freiberg.de

1. Введение

В последние годы наблюдается устойчивый рост в развитии и использовании технологии

порошковой металлургии (ПМ) для разработки новых материалов, используемых в производстве

высокоточных деталей автомобильной и авиационной промышленности [1, 2]. Особое внимание

привлекает возможность получения принципиально новых материалов с особой комбинацией фи-

зических и механических свойств, получение которых традиционными способами крайне затруд-

нительно. Изготовление из этих материалов методом (ПМ) даже небольших партий деталей слож-

ной формы характеризуется относительно низкими материало- и энергоемкими затратами и

высокой точностью изготовления [2].

Предлагаемая к рассмотрению и исследованию металлокерамика ТРИП / ZrO

-композита

состоит из смеси промышленного порошка аустенитной хромо-никелевой стали (AT 1.4301),

представляющей «матричную основу» разрабатываемого материала, и частично стабилизиро-

ванного диоксида циркония (ZrO

). Весовое соотношение диоксида циркония в порошковой смеси

композита, по-видимому, оказывает влияние на процессы обоюдного упрочнения в металло-

керамике за счет ТРИП-эффекта, развивающегося в стальной матрице, и полиморфного

превращения в ZrO

Превращение частично стабилизированной керамики ZrO

из тетрагональной фазы в моно-

клинную под действием механического, термического, и/или химического воздействия приводит к

появлению локальных напряжений сжатия, что ведет к росту деформационной способности и

вязкости разрушения композита [3].

Широко используемая на практике в операциях обработки давлением способность аусте-

нитной стали к ТРИП-эффекту за счет мартенситного превращения, происходящего в локальных

высоконагруженных участках сечения заготовки, позволяет одновременно повысить прочность и

пластические свойства композита [4, 5].

Таким образом предполагается, что оптимальное сочетание компонентов, т.е. выбор компо-

зиции рассматриваемой металлокерамики ТРИП / ZrO

за счет их индивидуальных особенностей,

позволяет повысить деформационные и прочностные свойства материала, увеличить вязкость

разрушения и понизить его чувствительность к концентрации напряжений.

В настоящей работе исследовалось влияние параметров спекания на механические свойства

и структуру композита, полученного из промышленных порошков обоих компонентов.

2. Материалы и методы исследования

Исследования проводили на композиционном, двухкомпонентном материале ТРИП / ZrO

Химический состав стального порошока аустенитной стали X5CrNi18-10 со средним размером

кристаллитов 30 мкм (промышленный порошок фирмы TLS, Германия) представлен в табл. 1.

Частично стабилизированный 2,8 масс.-% MgO порошок ZrO

со средним размером кристаллитов

3,1

мкм (промышленные поставки Mg-PSZ, фирмы Saint-Gobain, США) представлен в табл. 2.

Содержание керамики в образцах составляло 0; 2,5; 5; 10 и 30 об.-%.

Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство

494

Таблица 1. Химический состав порошка стали X5CrNi18-10, масс.-%

1.4301

(

плотность 7907 kг/м

)

Fe C Cr Ni Si Mn

S N Mo

Nb Ti

71,06

0,01

17,52

9,97

0,185

0,87

0,015

0,10

0,03

0,007

0,004

Таблица 2. Химический состав порошка керамики Mg-PSZ, масс.-%

Mg-PSZ

(плотность 5780

kг/м

)

ZrO

MgO

CaO

TiO

SiO

96,26

2,82

0,10 0,15

0,13

0,13 0,41

Экструдированные из полученной смеси порошка и органического связующего прутки диа-

метром 20 мм перед спеканием в вакууме (10

-5

мбар) проходили процесс выжигания связующего

(350°C, 5

час., воздух). Спеченные при температурах 1300 – 1430°C образцы (время выдержки при

спекании варьировалось от 10 мин. до 2 час.) охлаждались с печью со скоростью 10 °C·мин

-1

до

комнатной температуры.

Плотность спеченных образцов была определена в соответствии с DIN EN 993-1

∗)

. Механи-

ческие свойства образцов определялись в испытаниях на растяжение в соответствии с DIN 10001

при комнатной температуре при скорости деформации 10

-3

сек

-1

на разрывной испытательной

машине AG 100. Фрактографические исследования проведены на сканирующем микроскопе

LEO 1530 при увеличении до ×5000 крат с использованием микрорентгеновского анализатора

EDX.

Изменение пористости спеченных материалов в зависимости от условий спекания изучали

на шлифах в оптическом и растровом электронном микроскопах при увеличении от ×250 до

×100000.

3. Результаты и обсуждение

3.1

Влияние температуры спекания на развитие пористости

Увеличение температуры спекания в интервале 1300–1430°C приводит к снижению порис-

тости в спеченных образцах металлокомпозита. Металлографические исследования показали, что

увеличение относительной плотности с температуры выше T

спек

=1300°C связано с механизмами

перегруппировки частиц порошка и образования первых контактных перешейков. Увеличение

температуры на 30°C приводит к расширению зоны контакта. При температуре от 1350°C до

1370°C наступает вторая стадия спекания композита, характеризующаяся значительным сокраще-

нием пористости от 80 до 95%.

∗)

относителтная плотность определяется из соотношения измеренной плотности к теоретической

плотности композита

Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство

495

Рис.1. Закрытая пористость ТРИП / ZrO

композита при T

спек

=1420°C и ;

спек

= 2 час.:

(a) 0 об.-% ZrO

; (б) 5 об.-% ZrO

Дальнейшее повышение температуры спекания до 1420°C характеризуется изменением

морфологии строения пор (рис. 1 а, б) и ростом зерна. На этой стадии существуют только закры-

тые и изолированные друг от друга поры [6].

3.2 Влияние режимов спекания на механические свойства ТРИП / ZrO

- композитов

Результаты показали, что увеличение температуры спекания в интервале 1330-1400°C в

значительной степени влияет на рост предела прочности (



) от 100 до 520 МПа и общее удлине-

ние спеченных образцов () в композициях 0-5 об.-% диоксида циркония. Дальнейшее повышение

температуры спекания не влияет на прочность металлокерамики, приводя к уменьшению удлине-

ния образцов. Значение предела текучести в исследованных композициях с ZrO

практически

остается постоянным во всем исследуемом интервале температур спекания.

Установленная тенденция снижения прочностных (



) и пластических () свойств метал-

локомпозита при увеличении процентного содержания диоксида циркония ZrO

от 0 до 30 об.-%

четко прослеживается на рис.2. В этом случае предел прочности 



снижается до 100 МПа, а

общее удлинение образца падает до

1-2%, что находит подтверждение в [7].

100

200

300

400

500

600

700

0 2,5 5 10 30

Объемная доля ZrO

[%]

[МПа] /

[МПа]

[%]

Rp0,2

Рис. 2. Зависимость механических свойств металлокерамики от содержания ZrO

при

T=20°C (T

спек

=1420°C, ;

спек

= 2 час.)

Результаты проведенного микрофрактографического исследования показали, что при тем-

пературе спекания ниже 1400°C не обеспечивается равномерное спекание по сечению образцов. В

изломах просматриваются отдельные участки вязкого «ямочного» разрушения, соответствующие

Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство

496

местам образования контактных перешейков между частицами порошка, пористости и хрупкому

разрушению отдельных частиц. Увеличение температуры спекания и времени выдержки приводит

к росту доли вязкой составляющей в изломах образцов. Представленные на рис. 3 фрактограммы

разрывных образцов позволяют предположить, что низкие значения прочностных и пластических

свойств в композициях с объемным содержанием ZrO

более 2,5% и температурой спекания выше

1400°C связаны с образованием большого количества крупных (более 40 мкм) агломератов

диоксида циркония (рис. 3б). Хаотично расположенные по поверхности излома частицы ZrO

служат центрами зарождения высокой неравномерной деформации по сечению образца. Крупные

пористые агломераты (см. cтрелки на рис. 3б) состоят из более мелких недостаточно спеченных

частиц порошка (рис. 4а), понижающих локальную прочность как внутри агломерата, так и на

границе ZrO

-матрица. Таким образом, увеличение объемного содержания ZrO

в металло-

композите снижает, прочностные и пластические свойства спеченной заготовки.

Рис. 3. Микростроение изломов разрывных образцов ТРИП / ZrO

композита, спеченных

при 1420°C (2 часа) с содержанием a) 0 об.-% ZrO

; б) 5 об.-% ZrO

Деформация в стальной матрице мало отличается от аналогичной деформации в изломе

образца композиционного материала с 5 об.-% ZrO

(рис. 3а). В обоих случаях наблюдается одно-

родный «ямочный» рельеф и высокая степень сопряжения материала на границе ZrO

-матрица

(

рис. 4б).

Рис. 4. Агломераты частиц ZrO

на шлифе композиционного образца с 5 об.-% диоксида циркония,

спеченного при 1420°C (2 часа)

Количество встречающихся на поверхности изломов пор зависит от температурно-времен-

ного режима спекания.

Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство

497

3.3 Моделирование

Моделирование процесса спекания порошковых заготовок представляет собой сложную

нестационарную задачу теории диффузии, решение которой, как правило, возможно лишь с

применением численных методов. Здесь могут достаточно успешно применяться различные

методы: конечных элементов, конечных разностей, численного интегрирования. При моделиро-

вании были использованы физико-математические кинетические уравнения, отражающие проис-

ходящие при спекании диффузионные процессы [8, гл. 3.3.2.2-3]. Используемые в модели

параметры, такие как энергия активации и экспонента Аврами, определялись на основе экспе-

риментальных результатов и метода математического нелинейного апроксимирования средне-

квадратичного отклонения. В расчетах принимались изотермические условия нагрева и

охлаждения в процессе спекания заготовок, что позволило упростить модель, уменьшив

количество факторов. На рис. 5 представлена «кинетическая диаграмма» процесса спекания для

композиции с 0 об.-% ZrO

Рис. 5. Зависимость относительной плотности от температуры и времени спекания композита с 0

об.-% ZrO

Использование метода математического планирования эксперимента и физико-математи-

ческих кинетических уравнений позволило получить широкую 3

-мерную область «существования

модели» с характерной для нее взаимосвязью режимов спекания (температуры и времени спека-

ния) и относительной плотности заготовок.

На рис. 6 представлена зависимость относительной плотности заготовок и времени спека-

ния для композиции с содержанием ZrO

от 0 до 30 об.-% при температуре спекания 1420°C.

Увеличение содержания ZrO

в композиции снижает плотность заготовки в исследованном

временном интервале спекания на 12 %.

Показано, что после 100 минут спекания в композициях с содержанием ZrO

до 5 об.-%

достигается относительная плотность ~ 98%. Существенное (~ в 1,7 раз) уменьшение времени

спекания до 60 минут приводит к незначительному снижению относительной плотности до ~ 95%.

Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство

498

Рис. 6. Зависимость относительной плотности от времени спекания при температуре 1420°C и

содержания ZrO

Рис. 7. Зависимость относительной плотности от температуры спекания и содержания ZrO

при

времени спекания 2 часа

На рис. 7 представлена зависимость относительной плотности от содержания ZrO

и тем-

пературы спекания при длительности спекания 2 часа. Увеличение времени спекания более чем на

2 часа нецелесообразно не только с экономической точки зрения, но и с позиции микроструктуры,

т.к ведет к росту аустенитного зерна в матрице.

В композициях с содержанием ZrO

до 20 об.-% относительная плотность 90% достигается

при температуре спекания не ниже 1380°C. Дальнейшее повышение температуры на каждые 10°C

обеспечивает повышение плотности заготовки ~ на 2%.

Использование полученной модели ограничивается верхним температурным интервалом в

1430°C, при котором происходит оплавление нагреваемого образца (для композиций с

содержанием ZrO

до 10 об.-%) с потерей его исходной формы и размеров. Полученная модель

процесса спекания металлокерамики служит основой для дальнейших исследований.

Секция 5. Кузнечно-штамповочное производство

499

4. Выводы

Проведенные исследования основных технологических параметров вакуумного спекания

новых порошковых 2

-компонентных композиционных материалов ТРИП / ZrO

показали, что:

1. Оптимальные технологические режимы спекания, обеспечивающие относительную плот-

ность ~96-98% для композитов с содержанием ZrO

до 5 об.-%, соответствуют температуре

1420°C и времени спекания 120 мин. Дальнейшее увеличение времени спекания нецелесо-

образно.

2. Увеличение содержания ZrO

в композиции исследуемой металлокерамики до 30 об.-%

ведет к снижению относительной плотности при спекании по оптимальному режиму (п. 1) на

12% в связи с образованием в структуре заготовок крупных агломератов ZrO

. Это, в свою

очередь, отрицательно сказывается на прочностных и пластических свойствах.

3. Рассмотренные композиции спеченных по оптимальному режиму (п. 1) образцов из

металлокерамики с содержанием ZrO

2,5 и 5 об.-% обеспечивают выокую прочность заготовок

520-550 МПа при значительных значениях относительного удлинения 48-55%.

4. Моделирование процесса спекания с использованием физико-математических кинетичес-

ких уравнений показало хорошую сходимость с результатами экспериментальных иссле-

дований. Данные моделирования позволили определить граничные значения максимально

достигаемой плотности композиции с варьируемым значением содержания ZrO

Список литературы:

[1] German, R.M.: Sintering theory and practice, Wiley, New York 1992

[2] German, R.M.: Powder Metallurgy of iron and steel, Wiley, New York 1998

[3] Salmang, H., Scholze, H., Telle, R.: Keramik (2007)

[4] Oettel, H., Glavatskikh, M., Martin, U., Nikulin, A.: TRIP effect and deformation damaging of

metastable austenitic steels, Materials Science Forum, 539-543 (2007),

с. 4903-4908

[5] Oettel, H., Martin, U.: The nature of the TRIP-effect in metastable austenitic steels, Z. f. Metallkunde,

97 (2006) 12, с. 1642-1647

[6] Schatt, W: Sintervorgänge: Grundlagen, VDI-Verl., Düsseldorf 1992

[7] Guo, Y., Zhou, Y. et al.: Microsructure and performance of 2Y-PSZ/TRIP steel composites, J. Mater.

Sci. Technol., 19 (2003) 2,

с. 137-140

[8] Müller, W.: Temperaturverhältnisse und Reaktionskonetik beim Ziehen und Wärmebehandeln von

Draht. Freiberger Forschungshefte B292, TU Bergakademie Freiberg 1998

см.также

https://fridolin.tu-freiberg.de/archiv/pdf/WerkstofftechnologieMXllerWolfhart433662.pdf