автореферат диссертации по металлургии, 05.16.06, диссертация на тему:Формирование структуры и свойств горячедеформированных порошковых материалов в процессе превращения переохлажденного аустенита

На правах рукописи

Пирожкова Елена Сергеевна

ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ГОРЯЧЕДЕФОРМИРОВАНИЫХ ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛОВ В ПРОЦЕССЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА

Специальность 05.16.06. - «Порошковая металлургия и композиционные материалы»

АВТОРЕФЕРАТ

Диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Новочеркасск 2005

Работа выполнена в Южно-Российском государственном техническом университете (Новочеркасском политехническом институте)

Научный руководитель: доктор технических наук,

профессор

Дорофеев Владимир Юрьевич

Официальные оппоненты:

Заслуженный деятель науки РФ доктор технических наук, профессор

Пустовойт Виктор Николаевич

кандидат технических наук Яицкий Дмитрий Леонидович

Ведущее предприятие:

ОАО «Рост НИИТМ», г. Ростов-на-Дону

Защита состоится 30 июня 2005 г. в 10 часов на заседании диссертационного совета К 212.304.02 при Южно-Российском государственном техническом университете (Новочеркасском политехническом институте) по адресу: 346428, Ростовская область, г. Новочеркасск, ул. Просвещения, 132.

С диссертационной работой можно ознакомиться в библиотеке ЮРГТУ (НПИ).

Автореферат разослан мая 2005 г

Ученый секретарь диссертационного совета, канд. техн. наук, доцент

Горшков СА.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Одним из наиболее распространенных и эффективных способов повышения комплекса механических свойств порошковых сталей является термическая обработка (ТО). ТО выгодна и с экономической точки зрения, так как позволяет повысить физико-механические характеристики порошковых сталей без увеличения использования дорогостоящих и дефицитных легирующих элементов. Несмотря на очевидность этого положения, назначение режимов ТО порошковых сталей - вообще, и горячедеформированных - в частности, в настоящее время носит полуэмпирический характер. Применительно к спеченным порошковым сталям ранее были проведены довольно подробные исследования по изучению особенностей распада переохлажденного аустенита Сюда можно отнести, прежде всего, работы пермской школы порошкового материаловедения под руководством академика В.Н.Анциферова, а также работы Ю.Г.Гуревича, С.С.Ермакова, В.Я.Буланова, В.Н.Пустовойта, ВАБлиновского и др. Констатируя определенный прогресс в изучении особенностей распада переохлажденного ау-стенита спеченных порошковых сталей, необходимо отметить, что применительно к высокоплотным горячедеформированным порошковым сталям (ГДПС) аналогичные исследования до настоящего времени практически не проводились. Режимы ТО назначались по аналогии с компактными, хотя в ряде работ, выполненных в этом направлении, отмечалось, что ГДПС, как и спеченные обладают худшей закаливаемостью и прокаливаемостью. Таким образом, актуальным является проведение исследований по изучению особенностей ТО, формирования структуры и свойств, прокаливаемости и распада переохлажденного аустенита ГДПС. В настоящей работе в качестве объекта исследований выбраны стали, легированные никелем и молибденом. Этот выбор обоснован тем, что первые нашли широкое применение при изготовлении деталей, работающих при пониженных температурах, а одновременное легирование никелем и молибденом позволяет повысить весь комплекс физико-механических свойств.

Работа выполнена на кафедре "Материаловедение и технология материалов" Южно-Российского государственного технического университета (Новочеркасского политехнического института) в соответствии с единым заказ-нарядом по заданию Министерства образования на 2001-2003 гг. (1.00.Ф "Разработка теории и физических основ формирования перспективных функциональных материалов").

Цель и задачи исследования. Целью работы являлось повышение физико-механических и эксплуатационных свойств ГДПС, легированных никелем и молибденом, за счет оптимизации условий ТО на базе научно обоснованных представлений об особенностях превращения переохлажденного аустенита.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

- построить диаграммы изотермического превращения переохлажденного аустенита ГДПС, легированных никелем и молибденом, из распыленных порошков и порошковых смесей;

- выявить влияние гетерогенности и дефектности структуры ГДПС на устойчивость переохлажденного аустенита;

- изучить влияние химического состава и его неоднородности на прока-ливаемость ГДПС;

- изучить влияние ТО на структуру и свойства ГДПС;

- разработать рекомендации для практического использования результатов исследований.

Научная новизна. Установлено, что повышенная дефектность субструктуры, обусловленная проявлением эффекта ВТМО в процессе выполнения горячей допрессовки пористых заготовок, вызывает замедление распада аустени-та в горячедеформированных сталях на основе распыленных порошков по отношению к компактным аналогам и способствует его ускорению в горячедеформированных сталях, полученных из смесей порошков компонентов. Замедление распада аустенита в сталях из распыленных порошков связано как и в компактных сталях, подвергнутых ВТМО, с уменьшением эффективного коэффициента диффузии углерода и с торможением у - а превращения субграницами из-за частого разрыва когерентности. Ускорение распада аустенита в сталях из смесей порошков компонентов обусловлено увеличением скорости зароды-шеобразования на начальном этапе превращения за счет высокой плотности дефектов субструктуры.

Выявлено, что проведение высокотемпературного отжига ГДПС, обусловливая снижение дефектности субструктуры при практически неизменном размере зерна, способствует увеличению прокаливаемости сталей из смесей порошков компонентов и вызывает ее снижение в сталях на основе распыленных порошков.

Установлено, что назначение режимов термической обработки ГДПС должно проводиться после определения параметров устойчивости переохлажденного аустенита и не может осуществляться по аналогии с компактными или пористыми спеченными сталями соответствующего состава.

Установлено, что проведение ВТМО обусловливает формирование в ГДПС структуры скрытокристаллического мартенсита и метастабильного остаточного аустенита, способного к деформационному превращению. Упрочнение за счет совместного воздействия дефектов субструктуры повышенной плотности и деформационного превращения аустенита, а также повышение пластичности в результате проявления эффекта ПНП (пластичность, наведенная превращением) способствуют формированию показателей механических свойств ГДПС на уровне, превышающем соответствующие значения компактных аналогов.

Практическая ценность. Установлены оптимальные технологические схемы и режимы проведения термической и высокотемпературной термомеханической обработки легированных ГДПС, обеспечивающие оптимальное сочетание характеристик прочности, пластичности, ударной вязкости, контактной выносливости и повышенную эксплуатационную долговечность.

Разработаны рекомендации по выбору рациональных схем проведения ТО, а также исходных порошков и легирующих компонентов в зависимости от требований, предъявляемых к уровню свойств изделий, получаемых из ГДПС.

Установлена целесообразность и эффективность проведения высокотемпературного отжига горячедеформированных сталей, полученных из смесей

порошков компонентов, для повышения их прокаливаемости, а также нецелесообразность осуществления такой обработки применительно к статям на основе распыленных порошков.

Реализация результатов работы. Разработаны технологические процессы производства деталей "шестерня" двух модификаций, получаемых ГШ заготовок кольцевой формы при поперечном течении их материала в полости зубьев матрицы с последующей ВТМО. Ожидаемый экономический эффект от внедрения на 000 "ПК" "Новочеркасский электровозостроительный завод" составляет 142570 и 48760 руб. для деталей "шестерня" контроллера силового КС26 модификаций ДТЖИ.721.383.001 (8ТС.240.020) и ДТЖИ.721.332.004 (8ТС.240.073), соответственно.

Апробация работы. Основные положения диссертационной работы доложены и обсуждены на:

- международной научно-технической конференции "Порошковые и композиционные материалы, структура, свойства, технология получения", г. Новочеркасск, 16-20 сент. 2002 г.

- ежегодных научно-технических конференциях Южно-Российского государственного технического университета (НПИ) (г. Новочеркасск, 2000-2005 гг.).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 9 печатных работ, из которых 3 выполнены единолично.

Структура и объем диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, пяти разделов, общих выводов и двух, приложений и содержит 148 страниц машинописного текста, 33 рисунка, 14 таблиц и список литературы из 139 наименований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Введение. Обоснована актуальность работы, отражены основные направления и объекты исследований.

В первом разделе проведен обзор опубликованных работ по теме диссертации, а также анализ вопросов, определивших выбор в качестве объекта исследований ГДПС, легированных никелем и молибденом и получаемых из распыленных порошков и смесей порошков компонентов, сформулированы цель и задачи исследований.

Требования к качеству и уровню свойств порошковых материалов непрерывно повышаются. Основными направлениями увеличения эксплуатационных характеристик порошковых сталей является снижение их пористости, легирование и ТО. Несмотря на развитие альтернативных технологий уплотнения и разработку новых систем легирования, в частности, хромом и марганцем, ГШ остается на сегодняшний день эффективным и надежным способом получения практически беспористых материалов, а наиболее распространенными, технологичными и обеспечивающими оптимальный комплекс механических свойств являются порошковые стали, легированные никелем и молибденом, которые, повышая устойчивость переохлажденного аустенита, способствуют увеличению прокаливаемости. Получение в структуре никелевых и никельмолибдено-вых сталей метастабильного аустенита рассматривается как положительный

фактор, обеспечивающий в результате деформационного мартенситного превращения увеличение показателей прочности, надежности и вязкости.

Главной особенностью назначения режимов ТО спеченных порошковых сталей является необходимость учета их более низкой закаливаемости и прокали-ваемости по сравнению с компактными аналогами, обусловленными меньшей устойчивостью переохлажденного аустенита Увеличение пористости, концентрационной неоднородности, количества неметаллических включений и дефектности кристаллической структуры вызывает смещение линий изотермических и термокинетических диаграмм распада аустенита влево по оси времени и вверх по оси температур за счет облегчения образования зародышей новых фаз. Зародышеоб-разование ускоряется в результате повышения плотности дефектов кристаллического строения на поверхностях пор, в областях с различным химическим составом и вблизи включений второй фазы. Аналогичным образом воздействует увеличение количества дефектов, обусловленное механическим легированием.

Информация по особенностям термической обработки ГДПС носит во многом эмпирический, ограниченный, а в некоторых вопросах и противоречивый характер. Кривые изотермического распада аустенита практически не строились, а термокинетические диаграммы были получены только применительно к "синтетическим" сталям из смесей порошков. Влияние концентрационной неоднородности при сравнении характеристик распада аустенита для "синтетических" сталей и сталей на основе гомогенно легированных распыленных порошков не изучалось. Сведения относительно худшей прокаливаемости ГДПС из распыленных порошков по отношению к компактным аналогам ставят под вопрос существующее мнение о том, что режимы ТО первых и вторых должны совпадать. Целесообразно в связи с этим провести изучение диаграмм изотермического распада аустенита ГДПС из распыленных порошков, сопоставить их с имеющимися для "синтетических" сталей, дополнив данными по прокаливаемости.

ГДПС обладают повышенной плотностью дефектов кристаллического строения. По аналогии со спеченными сталями, в которых ее увеличение приводит к уменьшению устойчивости аустенита, следует ожидать соответствующего эффекта и для ГДПС. Целесообразно провести сравнение имеющихся характеристик изотермического распада аустенита спеченных низкопористых никелевых сталей ПК50Н4, ПК50Н6, ПК50Н9 с аналогичными данными для ГДПС со значительно большей плотностью дефектов. Это позволит полнее выявить степень их влияния. Необходимость изучения дефектности структуры ГДПС возрастает и в связи со снижением их пористости (<1%), что минимизирует ее влияние.

Банк данных по прокаливаемости ГДПС ограничен. Поэтому наличие соответствующей информации в сочетании с исследованиями структуры и свойств позволит не только оценить возможность применения ГДПС, легированных никелем и молибденом, в качестве материала для изделий большого сечения, но и провести опосредованную оценку устойчивости аустенита, критической скорости закалки, дефектности структуры.

Во втором разделе дана характеристика используемых материалов, исследовательского оборудования, описаны методики проведения экспериментов.

В качестве исходных материалов для проведения исследований применялись порошки железа марки ПЖВ 2.200.28 (ГОСТ 9849-86), никеля ПНК1Л5, распыленные порошки низколегированных сталей Atomet 4601 и Atomet 4901 производства фирмы Quebec Metal Powders, Канада. Требуемое содержание углерода в порошковых сталях обеспечивалось введением в шихту карандашного графита ГК-1 ГОСТ 4404-78 с учетом его газификации и при нагреве и спекании.

Порошковые призматические образцы размером 10x10x55 мм, используемые для исследования, получали по следующей технологии: приготовление шихты —* статическое холодное прессование (СХП) заготовок —► спекание при 850 - 1250 °С в среде диссоциированного аммиака —► ГШ на копре с массой падающих частей 50 кг при приведенной работе уплотнения 250 МДж/м3 до пористости 0,3 - 0,5% —* ТО. ТО проводили по следующим схемам и режимам:

- двойная закалка от 880 и 760°С в 10%-ном водном растворе NaCl с интенсивным перемешиванием, режим выбран по аналогии с компактными никелевыми сталями с целью получения в структуре атермического мартенсита;

- закалка с 860°С в 10%-ном водном растворе NaCl и масле с последующим низким отпуском при 200°С в течение 1 ч;

- ВТМО непосредственно после выполнения ГШ со степенью пластической деформации 30% в 10%-ном водном растворе NaCl;

- закалка с 860°С в 10%-ном водном растворе NaCl, с последующей обработкой холодом в жидком азоте для достижения полного распада остаточного аустенита и низким отпуском при 200°С, 1 ч.

Механические испытания на растяжение и ударную вязкость проводили согласно ГОСТ 1497-84 и 26528-85. Прокаливаемость определяли торцевой закалкой по методу Гудцова, а контактную выносливость исследовали на цилиндрических образцах мм на машине ЛТМ путем обкатки плоских поверхностей шариками при давлении 5000 МПа.

Испытания на твердость производили на приборе-измерителе микротвердости фирмы REICHERT, Австрия, ГОСТ 2999 - 75. При металлографических исследованиях использовались микроскопы "Metavert" той же фирмы и "Epiquant". Определение параметров субструктуры и рентгенофазовый анализ образцов проводились на рентгеновском дифрактометре общего назначения ДРОН-2,0. Схема фокусировки по Бреггу-Брентано, использовалось Fe-Ka излучение, Мп фильтр. Определение локального химического анализа и фракто-графические исследования осуществляли с помощью растрового электронного микроскопа с рентгеновским микроанализатором "CAMEBAX-MICRO".

Для исследования кинетики распада или превращения переохлажденного аустенита использовали анизометр Акулова. Построение кривых проводили при помощи программы Golden Software Grapher.

Результаты экспериментов подвергались обработке на ЭВМ, статистические расчеты осуществляли при уровне значимости q=0,05.

В третьем разделе представлены результаты исследования процессов распада переохлажденного аустенита ГДПС. Анализ полученных С-образных кривых свидетельствует о том, что увеличение содержания никеля привело к замедлению превращения как в компактных и спеченных сталях. Длительность

инкубационного периода при 540°С составила для сталей 50Н4п, 50Н6п, 50Н9п соответственно 1; 1,5 и 50 с. Средняя скорость образования бейнита при 500°С уменьшилась с 0,46%/с для стали 50Н4п до 0,41 и 0,007%/с- для сталей 50Н6п и 50Н9п, соответственно. Причем для последних двух сталей было зафиксировано только 60% распада аустенита.

Легирование никелем и молибденом сталей 50Н2Мп и 50М1,5п на основе распыленных порошков более заметно сказалось на замедлении начала превращения, чем на общей его продолжительности. Длительность инкубационного периода составила соответственно 10 и 5 с, что существенно выше, чем для кониентрационно-неоднородных порошковых сталей 50Н4п и 50Н6п со значительно большим содержанием никеля. Известно, что для ГДПС 40Н2Мп практически идентичного химического состава, полученной из смеси порошков, длительность инкубационного периода составляет~2,5 с. Следовательно, минимизация концентрационной неоднородности оказала влияние, прежде всего, на скорость зародышеобразования на начальном этапе превращения.

Продолжительность инкубационного периода распада аустенита ГДПС 50Н2Мп (10 с) оказалась существенно выше, чем у компактной стали примерно идентичного состава 40НМ, у которой она составляет-1,5 с, хотя общее время превращения у последней больше. Замедление начала превращения у ГДПС может быть связано с влиянием эффекта ВТМО, сопровождающего получение материалов данного класса. Причиной замедления бейиитного превращения в сталях, подвергнутых ВТМО, является уменьшение эффективного коэффициента диффузии углерода в аустените за счет повышенной плотности дислокаций. Кроме того, возможно также влияние субструктуры на торможение 7—>а-превращения благодаря частому разрыву когерентности, что представляется более значимым так как замедляется начальная стадия превращения, контролируемая зародышеобразованием, а не последующая, связанная с диффузионным ростом зародышей.

Превращение аустенита в концентрационно-неоднородных никелевых ГДПС протекает значительно быстрее как по сравнению с компактными аналогами, так и с низкопористыми спеченными. В частности, средняя скорость бей-нитного превращения при 550°С в ГДПС 50Н4п, аналогичной спеченной стали с П=4% и компактной стали 50Н5 составляет соответственно 0,23; 0,16 и 0,1 %/с, а длительность инкубационного периода - 1; 5 и 20 с. Еще более значительной оказывается разница для горячештампованной и спеченной стали 50Н6п. Соответствующие скорости распада составляют 0,67 и 0,04%/с, а инкубационный период -1,5 и 15 с. В сталях 50Н9п общая продолжительность превращения увеличилась за счет высокой степени легирования. Тем не менее, общая тенденция повышения его скорости в ГДПС сохранилась: инкубационный период уменьшился с 70 до 50 с.

Описанные выше результаты носят несколько необычный и в какой-то мере противоречивый характер. До настоящего времени считалось, что уменьшение пористости однозначно должно вызывать замедление превращения. Тем не менее в концентрационно-неоднородных ГДПС наблюдается обратное явление, которое может быть объяснено влиянием повышенной степени дефектно-

сти структуры. Как известно, в концентрационно-неоднородных спеченных сталях увеличение количества дефектов способствует ускорению превращения. Следовательно, повышенная дефектность структуры ГДПС, связанная с проявлением эффекта ВТМО, обуславливает замедление начального этапа превращения в случае их получения из гомогенно легированных распыленных порошков и ускорение всех его стадий при использовании "синтетических" порошковых сталей.

Изучение параметров субструктуры проводили на сталях 50Н4п и 50Н9п с различным уровнем концентрационной неоднородности V, что достигалось за счет варьирования температурой предварительного спекания образцов. В табл. 1 приведены результаты рентгенографического исследования характеристик тонкой структуры в зависимости от значений параметра вариации концентрации. Образцы изучались в состоянии после ГШ.

Таблица 1

Параметры субструктуры ГДПС

Материал Температура спек. > * Интегральная ширина, угл. град Физическое уши-рение, рал О "а и п а. о я "а < о > со.

Впо В220 Рио-Ю' Рио-Ю*

в Я о VI 850 1050 1250 0,91 0,64 0,30 2,8697 2,8705 2,8725 0,57 0,52 0,69 1,88 1,95 2,06 7,45 6,70 9,69 2,82 2,95 3,14 370 550 240 2,2-10" МО" 5-10" 1,1 1,6 0,66 3,79 4,4 3,24

С 850 0,86 2,8689 0,43 1,82 5,11 2,72 1000 3-10Ш 1,9 5,31

X 1050 0,58 2,8693 0,49 1,74 6,09 2,59 555 1-Ю" 1,32 4,24

о «о 1250 0,32 2,8721 0,49 2,08 6,17 3,18 1000 3-Ю'0 2,17 5,15

С повышением температуры спекания параметр кристаллической решетки а увеличивается, что свидетельствует об образовании твердого раствора. В соответствии с этим уменьшается значение коэффициента вариации концентрации. Несмотря на довольно низкое его значение в случае спекания при 1250°С, тем не менее, как показывает микрорентгеноспектральный анализ, в структуре наблюдаются микронеоднородности на месте крупных частиц порошка никеля. Поэтому по сравнению с материалом на основе распыленного порошка концентрационную неоднородность "синтетических" сталей следует считать повышенной.

На распределение структурных составляющих совместное влияние оказали концентрационная неоднородность и неравномерная скорость охлаждения в процессе выполнения горячей допрессовки. Последнее проявилось в том, что участки мелкоигольчатого мартенсита соответствующего баллу 3-5 по шкале №3 ГОСТ 8233-56 с микротвердостью 6390-6990 МПа локализуются преимущественно в поверхностных зонах образца. По мере приближения к сердцевине увеличивается количество бейнита с микротвердостью 3710-4370 МПа, а в самой сердцевине наблюдается феррито-перлит с микротвердостью 19702090 МПа.

Размер зерна определяли на безуглеродистых образцах стали Н9п, он соответствует 8-9 номеру (шкала № 2 ГОСТ 5639-82), т.е. зерно достаточно мелкое. Структура сталей на основе распыленного порошка носит значительно более однородный характер и представляет собой бейнито-мартенсит с остаточным аустенитом. Микротвердость бейнитных участков в стали 50М1,5п находится в пределах 5470-6000 МПа, мартенситных-6500-7000 МПа. В стали 50Н2Мп эти значения составляют соответственно 3080-3430 и 6410-7100 МПа.

Плотность дислокаций рд никелевых ГДПС находится в пределах при соответствующем размере ОКР 1>=1000+240А (табл. 1) Большие значения рд относятся к сталям с меньшим содержанием №, что свидетельствует об улучшении деформируемости по мере увеличения степени легирования этим элементом и находится в соответствии с известными закономерностями для компактных и порошковых материалов. В связи с тем, что для сталей 50Н4п отношение Р^о/Рио близко к 2,92, то в этом случае физическое уши-рение линий вызвано, в основном, измельчением ОКР. У образцов сталей 50Н9п Р220 /Р| 10 ближе к 5,84, поэтому главную роль в уширении линий играют микродеформации решетки.

Значения ра ГДПС находятся на одном уровне с соответствующими характеристиками для компактных сталей после ВТМО и спеченных сталей на основе механически легированных шихт. С целью снижения дефектности субструктуры проводили отжиг ГДПС при 1200 °С, 2ч. В табл. 2 представлены параметры субструктуры отожженных ГДПС.

Таблица 2

Параметры субструктуры ГДПС после отжига

Материал Параметры кубической ячейки Да/а№ 0,А Р» « -2 10 см

а, А

50Н4п* 2,870 23,63 0,1 7700 5,06

50Н9п* 2.872 23,69 0,12 7000 6,12

50112Мп 2,870 23,64 0,05 8100 4,57

50М1,5п 2,870 23,64 0,07 7500 5,33

Примечание: *- спекание 1250°С, 4 ч.

Очевидно, что проведение отжига способствовало существенному снижению дефектности субструктуры: значительно уменьшились величины микродеформаций, соответственно вырос размер ОКР. Особых различий в параметрах субструктуры различных сталей в зависимости от их химического состава и способа получения не наблюдается. В гетерогенных сталях значения и оказались несколько выше, чем в сталях из распыленных порошков. Наличие участков концентрационной неоднородности на месте неполностью растворившихся частиц никеля способствует сохранению микроискажений решетки даже после отжига.

В табл. 3 приведены механические свойства никелевых ГДПС после двойной закалки.

Таблица 3

Механические свойства порошковых никелевых ^ сталей_

Сталь Температура спе-кания,°С V Температура испытаний, °С « £ В м С i е «г э1 N . 2 Примечание

850 0,94 793 750 17 6 1081

50Н4п ¡050 0,64 936 785 2,5 12 1016

1250 0,30 1225 1020 48 4 1037

850 0,86 800 715 13,7 6 1259

50Н9п 1050 0,58 +20 1072 990 10,2 2 1018

1250 0,32 1398 1315 10,5 16 944

50Н4п 1200 0,47 1170 800 3,0 - 550 По данным Ан-

50Н9п 1200 0,13 2070 1430 4,8 - 1230 циферова В.Н.

50Н4п 850 0,91 805 702 16,8 14 878

1050 0,64 952 807 8 6 868

1250 0,30 1248 1192 22,2 26 1057

850 0,86 -196 815 753 13,7 14 647

50Н9п 1050 0,58 1090 1008 3,7 2 937

1250 0,32 1421 1390 8,5 28 1084

Для обеспечения возможности проведения сравнительного анализа в табл. 3 представлены также соответствующие характеристики спеченных аналогов. Из приведенных данных видно, что уменьшение пористости стали 50Н4п после ГШ при сопоставимом уровне концентрационной неоднородности вызвало при некотором увеличении характеристик прочности существенный рост пластичности и вязкости: 5 увеличилось в 16 раз, а КО в 2 раза. Применительно к стали 50Н9п проведение ГШ не обеспечило увеличение механических свойств. По всей вероятности, это связано с тем, что концентрационная неоднородность в спеченной стали-аналоге оказалась существенно ниже, чем в горячедеформированной. Влияние этого фактора превалирует над уменьшением пористости в результате ГШ. Структура ГДПС носит неоднородный характер и представляет собой бей-нито-мартенсит с остаточным аустенитом и участками феррита. По всей видимости, данный режим ТО не является оптимальным, хотя в случае стали 50Н4п он обеспечил повышение характеристик пластичности и вязкости.

Воздействием отмеченных факторов (высокая концентрационная и структурная неоднородность) можно объяснить и тот факт, что увеличение содержания N1 в стали 50Н9п по сравнению со сталью 50Н4п не привело к заметному улучшению свойств: 0„ практически не изменился,~на 30% повысился Оо.2, а 8 и КС уменьшились. Важной положительной особенностью в поведении исследованных ГДПС при механических испытаниях является то обстоятельство, что они практически не снизили показатели прочности и пластичности при понижении температуры. В отличие от компактных аналогов на высоком уровне остались значения ударной вязкости.

Совместное рассмотрение показателей механических свойств и фракто-грамм изломов образцов исследованных ГДПС с достаточной определенностью свидетельствует о наличии у последних весьма значительного для материалов

этого класса ресурса пластичности и вязкости как в обычных условиях испытаний, так и при пониженных температурах. Неудовлетворительными представляются значения показателей прочности.

Недостаточный уровень прочности и неоднородный характер структуры никелевых ГДПС после двойной закалки объясняется, по всей видимости, тем, что вторая закалка проводилась от 760°С. Это не обеспечивало протекание ау-стенизации.

Микротвердость и характер структурных составляющих в образцах после ТО зависят от скорости охлаждения при ее проведении, химического состава ГДПС и концентрационной неоднородности. В низкоуглеродистых ГДПС даже при высоких скоростях охлаждения мартенситная структура не формируется за исключением участков концентрационной неоднородности в "синтетических" никелевых сталях, в которых образуется скрытокристаллический мартенсит. При увеличении содержания углерода количество участков мартенсита возрастает, а структура и размер его кристаллов изменяется при переходе от закалки в масле к закалке в 10%-ном водном растворе №С1 и ВТМО в следующем порядке перечисления: крупноигольчатый (балл 8-9 по шкале №3 ГОСТ 8233-56), мелкоигольчатый (балл 3-5), скрытокристаллический. Микротвердость структурных составляющих увеличивается при повышении скорости охлаждения: мартенсита - с 6200-7200 до 7500-8700 МПа, бейнита - с 3500-4000 до 3900-4400 МПа соответственно при закалке в масле и закалке в 10%-ном водном растворе КяС1.

Структура ГДПС на основе распыленных порошков носит более однородный характер по сравнению с "синтетическими" сталями. Структурная неоднородность наблюдается только после ГШ и ВТМО. В последнем случае формируется оптимальная с точки зрения достижения максимального эффекта упрочнения структура скрытокристаллического мартенсита с высокой микротвердостью 9500-10100 МПа в сочетании с достаточным количеством метаста-бильного аустенита (30-40%), способного к деформационному превращению.

В четвертом разделе представлены результаты исследования прокали-ваемости и механических свойств ГДПС после различных видов ТО. В табл. 4 приведены глубины мартенситной и полумартенситиой зон, а на рис. 1 - кривые прокаливаемости исследованных ГДПС.

Таблица 4

Глубина прокаливаемости ГДПС

Материал Исходное состояние Глубина зоны со 100% Гл)биназоныс50%

материала, после мартенсита, мм мартенсита, мм

20Н2Мп _ 2,5

50Н2МП ГШ 5,3 10,2

70Н2Мп 20,6 23,8

20Н2Мп — 1,5

50Н2Мп Отжиг* 2,1 5,1

70Н2Мп 14,2 18.3

20М1,5п _ 1,3

50М1,5п ГШ 1,6 4,2

70М1,5п 12,2 16,3

Продолжение таблицы 4

Материал Исходное состояние Глубина зоны со 100% Глубина зоны с 50%

материала, после мартенсита, мм мартенсита, мм

20М1,5п - 0,8

50М1,5п Отжиг 0,9 3,1

70М!,5п 10,1 13,4

)0Н4п _ 2,6

30Н4п ГШ _ 4,1

50Н4п 3,1 6,7

10Н4п _ 4,7

30Н4п Отжиг „ 7,9

50Н4п 6 л 11,7

10Н9п - 3,1

30Н9п ГШ 2,1 6,7

50Н9п 12,3 17,8

10Н9п - 5,9

ЗОН9п Отжиг 4,7 10,1

50Н9п 25,6 42,6

Примечание: *-отжиг 1200°С, 2ч.

Рис.1. Распределение микро-(я, в) и мякротвсрдости (б, г) в зависимости от расстояния от водоохлаждаемого торца. 1 - 50Н2Мп; 2 - 50М1,5п; 3 - 50Н4п; 4 - 50Н9п.

Анализ представленных результатов свидетельствует о том, что в низкоуглеродистых сталях всех исследованных систем легирования полностью мартенситная структура не образуется даже вблизи водоохлажждаемого торца.

Увеличение содержания углерода способствует росту прокаливаемости. Особенно заметное ее увеличение наблюдается на никельмолибденовой стали 70Н2Мп на основе распыленного порошка и "синтетической" стали 50Н9п.

Прокаливаемость сталей на основе порошка Atomet 4601 существенно выше полученных из порошка Atomet 4901 (табл. 4, рис. 1.а,б, кривые 1,2), что согласуется с результатами определения устойчивости переохлажденного ау-стенита. Положительным отличием ГДПС из порошка Atomet 4901 является меньший разброс показаний микротвердости. Проведение высокотемпературного отжига вызвало значительное снижение показателей прокаливаемости. Например, глубина характеристической полумартенситной зоны для стали 50Н2Мп уменьшилась с 10,2 мм в состоянии после ГШ до 5,1 мм после отжига, а для стали 5ОН 1,5п соответственно с 4,2 до 3,1 мм. Размер зерна в процессе проведения отжига изменился незначительно. Причем ожидавшееся его изменение должно было бы произойти в сторону увеличения, которое способствует, как известно, росту прокаливаемости. Обратный эффект, наблюдаемый в наших экспериментах, свидетельствует о превалирующем действии других причин. С большой степенью обоснованности можно утверждать, что основной причиной снижения прокаливаемости сталей данной группы является уменьшение дефектности субструктуры в результате проведения отжига (см. табл. 2). Более того, это служит подтверждением высказанного в разд. 3 предположения о влиянии дефектности на замедление бейнитного превращения в сталях на основе распыленных порошков.

Прокаливаемость "синтетических" сталей зависит от содержания углерода и никеля, увеличиваясь при их повышении. Прокаливаемость сталей с 4 мас.% № невелика даже при максимальном содержании углерода: глубина полумартен-ситной зоны стали 50Н4п составляет всего 6,7 мм. Это объясняется малой устойчивостью переохлажденного аустенита. Ее увеличение при повышении содержания № в стали 50Н9п способствовало соответствующему росту прокали-ваемости. Глубины мартенситной и полумартенситной зон увеличились примерно в 3-4 раза и составили соответственно 12,3 и 17,8 мм. Проведение высокотемпературного отжига вызвало существенный рост показателей прокали-ваемости в "синтетических" ГДПС. В низкоуглеродистых сталях увеличилась глубина полумартенситной зоны, а в среднеуглеродистой повысилась, кроме того, и глубина мартенситной зоны. Причем значения микро - и макротвердости в стали 50Н9п находятся на довольно высоком уровне (5500 МПа и 2030 ЫЯС соответственно, см рис. 1 в, г, кривые 4) и почти не изменяются даже на расстоянии, превышающем 25 мм, от водоохлаждаемого торца. Это связано с наличием 30-40% крупноигольчатого мартенсита, соответствующего баллу 89 по шкале №3 ГОСТ 8233-56. В участках концентрационной неоднородности с высоким содержанием № формируется мартенсит скрытокристаллический с микротвердостью 9500-11000 МПа. Основной фон структуры стали на рассматриваемой глубине - бейнит, строение которого разрешается только под электронным микроскопом. В противоположность стали 50Н4п при содержании 9 мас.% № участков феррито-перлита не наблюдается. Следует отметить до-

вольно большой разброс значений микро - и макротвердости в "синтетических" сталях, который обусловлен наличием концентрационной неоднородности.

К водоохлаждаемому торцу прилежит зона мартенсита. Размер игл мартенсита зависит от химического состава стали. В низкоуглеродистых сталях мартенсит крупноигольчатый, соответствующий 9-му баллу (шкала №3 ГОСТ 8233-56). Его микротвердость составляет 6400-7000 МПа. В сталях со средним содержанием углерода мартенсит мелкоигольчатый, соответствующий баллу 35, с различной степенью травимости, особенно в "синтетических" статях. При удалении от водоохлаждаемого торца в этих сталях размер игл мартенсита увеличивается, он становится крупноигольчатым, а его микротвердость снижается. На глубине полумартенситной зоны структура представляет собой крупноигольчатый мартенсит и бейнит. В "синтетических" сталях, встречаются, кроме того, участки скрытокристаллического мартенсита (светлые пятна) в зонах, обогащенных никелем. По мере удаления от полумартенситной зоны количество мартенсита довольно резко уменьшается (за исключением стали 50Н9п), увеличивается количество бейнита и сорбитообразного перлита. В дальнейшем структура становится феррито-перлитной. Описанный ход изменения распределения структурных составляющих в зависимости от расстояния от водоохла-ждаемого торца характерен для всех исследованных статей. Отличия заключаются в конкретных значениях расстояний, на которых происходит трансформация структуры и микротвердости.

Для повышения объективности оценки и обеспечения возможности проведения сравнительного анализа в идентичных условиях определяли прокали-ваемость компактных сталей 40НМ и 50Н5, примерно соответствующих составу порошковых сталей 50Н2Мп и 50Н4п. Глубины мартенситной и полумар-тенситной зон составили 2,7; 5,5 и 8,2; 14,7 мм для сталей 40НМ и 50Н5 соответственно. Сравнение этих значений с соответствующими показателями порошковых статей свидетельствует о том, что прокаливаемость стали 50Н2Мп в состоянии после ГШ примерно в 2 раза выше, чем компактного анааога, хотя и характеризуется несколько большим разбросом величин микро - и макротвердости. При этом проведение отжига, снизив прокаливаемость порошковой стали, способствовало выравниванию ее значений с характеристиками компактной стали. Прокаливаемость "синтетической" стали 50Н4п в состоянии после ГШ значительно ниже, чем компактной 5ОН5, а проведение отжига также привело к выравниванию ее показателей. Однако, в противоположность статям из распыленных порошков это произошло за счет не понижения, а повышения глубины закалки гетерогенной порошковой стати.

Металлографический анализ показал, что к водоохлаждаемому торцу компактных статей - аналогов прилежит зона крупноигольчатого мартенсита на фоне остаточного аустенита, не склонного, судя по результатам дюрометри-ческих испытаний, к деформационному мартенситному превращению. Его микротвердость составила 2700-3300 МПа. Структура компактных сталей в отличие от порошковых содержит значительно меньшее количество неметаллических включений, в них отсутствуют участки концентрационной неоднородности, наблюдаемые в "синтетических" порошковых сталях. Тем не менее, они

характеризуются большим размером зерна, который определяли в приповерхностных обезуглероженных зонах и который составил 90-100 мкм, что соответствует 4 баллу зерна по ГОСТ 5639-82. Как известно, увеличение размера зерна способствует повышению прокаливаемости. Если учесть, что в порошковых сталях размер зерна существенно меньше (балл 8-9), то в качестве превалирующего фактора улучшения прокаливаемости сталей из распыленных порошков по сравнению с компактными следует признать проявление повышенной дефектности субструктуры в первых. Это служит косвенным подтверждением соответствующего предположения, высказанного ранее.

Формирование структуры бейнита в сталях с 9 мас.% N1 после нормализации способствовало проявлению эффекта упрочнения. Существенно повысился а, стали 50Н9, достигнув 1580 МПа, что превышает соответствующий показатель после двойной закалки (табл. 3). Пластичность и ударная вязкость находятся на удовлетворительном уровне, хотя и снижаются при увеличении содержания углерода. Анализ комплекса полученных свойств этих сталей позволяет рекомендовать данный вид ТО, как и двойную закалку, для получения средненагруженных деталей, не испытывающих существенных динамических нагрузок. С учетом технологической простоты осуществления нормализации по сравнению с двойной закалкой ее использование следует считать предпочтительным.

В противоположность сталям типа хН9п в сталях хН4п (х - содержание углерода, мас.%) формирование неоднородной структуры ферритоперлита с участками бейнита и мартенсита обусловило получение довольно низких показателей прочности при хорошей пластичности и ударной вязкости. В частности, значения КС стали 50Н4п составляют в среднем 1900 кДж/м2, а СТ, не превышает 1000 МПа. Слабый эффект упрочнения в сталях хН4п объясняется низкой устойчивостью переохлажденного аустенита.

Проведение закалки в масле способствовало существенному повышению прочности как "синтетических" сталей, так и сталей на основе распыленных порошков, что связано с образованием мартенситных структур. Увеличение содержания углерода во всех случаях приводит к росту прочности и снижению пластичности. Наибольшие значения после закалки в масле наблюдаются у сталей хН9п, они на 37-40% превышают соответствующие показатели сталей хН4п. При этом ударная вязкость сталей хН9п также несколько выше, чем у сталей хН4п, а показатели пластичности находятся примерно на одном уровне. В "синтетических" сталях эффект упрочнения существенен даже при малом содержании углерода. Например, о, стали 10Н9п составляет 1400 МПа, тогда как в сталях из распыленных порошков 20Н2Мп и 20М1,5 он не превышает 1000 МПа. Это связано с тем, что в "синтетических" сталях скрытокристалли-ческий мартенсит формируется в участках концентрационной неоднородности даже при небольшом содержании углерода, а в сталях из распыленных порошков количество мартенсита пропорционально содержанию углерода. При повышении содержания углерода прочностные показатели "синтетических" сталей и сталей из распыленных порошков выравниваются. Так, стали 50Н9п составляет 1800 МПа, а стали 50Н2Мп - 1600 МПа. Соответствующие значения

для сталей 50Н4п и 50Н1,5п составляют 1500 и 1510 МПа. Однако в сталях из распыленных порошков при этом наблюдается существенное снижение пластичности и ударной вязкости.

Влияние закалки в 10%-ном водном растворе №аС1 на уровень механических свойств ГДПС носит неоднозначный характер. В сталях хН9п произошло снижение как показателей прочности, так и пластичности по сравнению с закалкой в масле. Значения а„ уменьшились в среднем на 17-30%, 5 - на 40-65%, у-на 70%, КС - на 28-43%. Причина ухудшения свойств заключается в образовании микротрещин, которые зарождаются, как правило, вблизи зон концентрационной неднородности на стыке участков скрытокристаллического и мелкоигольчатого мартенсита.

Зависимости механических свойств ГДПС после ВТМО от содержания углерода представлены на рис. 2. Анализ представленных зависимостей свидетельствует о том, что проведение ВТМО способствовало существенному росту показателей прочности в сравнении со сталями после других видов ТО. Особенно заметно увеличился сталей 50Н9п и 50Н2Мп, достигнув значений 2400 и 2200 Мпа, соответственно. Следует отметить, что с увеличением содержания углерода значения возрастают, а показатели пластичности и в "синтетических" сталях и в сталях из распыленных порошков при С <0,5 мас.% практически не изменяются. Несколько необычным выглядит характер зависимостей КС (С). В "синтетических" сталях с увеличением С наблюдается рост значений КС (а не их уменьшение), а в сталях из распыленных порошков соответствующие кривые имеют экстремальный характер. Для сталей хН2Мп максимум наблюдается при 0,5 мас.% С, а для сталей хМ1,5п - при 0,2мас.% С. Если учесть, что существенного роста прочности при увеличении содержания углерода с 0,5 до 0,7 мас.% не происходит, а отмечается падение пластичности и ударной вязкости, то оптимальным следует считать, как и в случае применения других видов ТО, состав сталей 50Н2Мп и 50М1,5п. Меньший уровень свойств сталей хМ1,5п по сравнению со сталями хН2Мп объясняется, по всей вероятности, не столько различной комбинацией и количеством основных легирующих элементов (никеля и молибдена), сколько различием в содержании кислорода в исходных порошках: в порошке Atomet 4601 его~в 1,5 раза меньше, чем в порошке А1юте1 4901. Свойства образцов стали 50Н2Мп превышают соответствующие показатели компактного аналога - стали 40Н2М: С„ - на 20%, 5 —в 1.5 раза, у - на 17%.

Существенен также рост свойств и "синтетических" никелевых ГДПС в сравнении со спеченными аналогами. Наиболее показательно сравнение характеристик сталей 50Н9п (см. табл. 3), так как использовавшиеся ранее виды ТО не позволили в полной мере выявить преимущества ГШ применительно к этой стали. Значения а„ увеличились на 16%, 5 - в 3,6 раза, КС - на 22%. Следует при этом учесть, что свойства сравниваемого спеченного эталона были довольно высокими, и он характеризовался меньшей концентрационной неоднородностью. Следовательно, проведение ВТМО позволило нивелировать негативное воздействие этого фактора. Свойства стали 50Н4п также повысились: - на 70%, 5 - в 5 раз, КС - в 2,6 раза.

Рис. 2. Зависимости механических свойств ГДПС после ВТМО от содержания углерода. \2 - 3,4 - КС; 5,6 - 8; 7,8 - у. 1.3.5.7 - хН9п (а); 2,4,6,8 - хН4п (а); 1,3,5,7 _ хШМп (б); 2,4,6,8 - хМ1,5п (б).

Представляется целесообразным рассмотреть причины существенного повышения показателей механических свойств в результате ВТМО. При этом следует выделить 2 группы факторов. Первая группа связана с упрочняющим действием повышенной плотности дефектов кристаллического строения, обу-

словленной пластической деформацией и ТО. Дополнительное повышение механических свойств обусловило действие второй группы факторов. Структура ГДПС после ВТМО представляет собой скрытокристаллический мартенсит с высокой микротвердостью и остаточный аустенит. Изучение распределения значений микротвердости вблизи поверхности разрушения образца свидетельствует о протекании деформационного мартенситного превращения в процессе испытаний.

Таким образом, ВТМО способствует формированию метастабильного ау-стенита, способного к деформационному мартенситному превращению, и проявлению трип-эффекта. Дополнительные энергетические затраты на фазовые пре? вращения обусловливают рост энергии разрушения и характеристик прочности и ударной вязкости. Повышение пластических свойств может быть связано с проявлением ПНП эффекта (ПНП - пластичность, наведенная превращением).

На контактную выносливость испытывали образцы сталей 50Н9п и 50Н2Мп после ВТМО, которые обладали оптимальным комплексом механических свойств. С целью обеспечения возможности проведения сравнительного анализа в идентичных условиях испытывались образцы из компактной стали 40НМ, которые после закалки и отпуска имели твердость ЫЯС 52...55. Средняя долговечность стали 5ОН2Мп, оцененная по критерию N50, оказапась~в 3,6 раза больше, чем у стали 40НМ. Стойкость гетерогенной стали 50Н9п, хотя и ниже, чем у стали из распыленного порошка, тем не менее также превышает показатели компактной стали. Металлографический анализ приконтактных зон образцов позволил установить наличие существенного деформационного упрочнения после испытаний образцов из порошковых сталей.

В стали 50Н2Мп очаги зарождения трещин расположены, главным образом, вблизи неметаллических включений, а в компактной стали можно, помимо этого, проследить отчетливую тенденцию их локализации на границах участков остаточного аустенита и мартенсита Таким образом, в том случае, если аусте-нит претерпевает деформационное превращение, риск трещинообразования в рассматриваемых зонах существенно уменьшается.

В пятом разделе обсуждены результаты экспериментов и описаны возможности применения исследованных ГДПС. Даны практические рекомендации по их использованию в зависимости от условий эксплуатации деталей и степени конструктивной сложности.

Разработаны технологические процессы получения деталей ДТЖИ.721.332.004 (8ТН240.073) "шестерня" и ДТЖИ.721.383.001 (8ТС.240.020) "шестерня" контроллера силового КС26 из шихты на основе порошка А1оше1 4601 при введении карандашного графита. Детали получают из простых кольцевых заготовок. При этом зубья формируются за счет поперечного течения материала пористой заготовки в соответствующие полости матрицы в процессе горячей допрессовки. Непосредственно после ГШ проводится ВТМО деталей. Применение предлагаемой технологии позволяет повысить коэффициент использования металла до 0,9 и свести до минимума механическую обработку. Немато-важным положительным обстоятельством для руководства предприятия является тот факт, что при этом снимается проблема организационного порядка, связан-

ная с нехваткой квалифицированных станочников. Ожидаемый экономический эффект, полученный благодаря снижению материальных, энергетических и трудовых затрат, составляет 191330 руб. в год. При этом не учитывалось увеличение на 15-20% эксплуатационной долговечности деталей.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Установлены особенности распада переохлажденного аустенита ГДПС на основе распыленных порошков и полученных из порошковых смесей. Определены отличия в скорости протекания этого процесса от компактных и пористых спеченных сталей, выявлена роль пористости, гетерогенности и дефектности структуры.

2. Показано, что ГДПС на основе распыленных порошков характеризуются замедлением скорости превращения аустенита по сравнению с аналогичными спеченными сталями, концентрационно-неоднородными горячедефорфми-рованными порошковыми и компактными сталями. Основным фактором, обусловливающим замедление распада аустенита ГДПС по отношению к компактным сталям, является повышенное количество дефектов субструктуры в первых, связанное с проявлением эффекта ВТМО в процессе выполнения горячей допрессовки. Причиной замедления бейнитного превращения, как и в компактных сталях после ВТМО, является уменьшение коэффициента диффузии углерода и воздействие субграниц, связанное с частым разрывом когерентности. В "синтетических" ГДПС фактор повышенной дефектности субструктуры действует в обратном направлении, ускоряя превращение даже по сравнению с пористыми спеченными сталями, за счет интенсификации зародышеобразования.

3. Ускоренное охлаждение заготовки при ГШ способствует формированию структурной неоднородности и дефектности субструктуры, проявляемых в большей степени на "синтетических" ГДПС. Структура приповерхностных зон представляет собой мелкоигольчатый мартенсит, который по мере приближения к сердцевине сменяется на бейнит и феррито-перлит. Остаточный аустенит в "синтетических" ГДПС локализуется вблизи неполностью растворившихся частиц легирующей добавки.

4. Величины микроискажений решетки, ОКР, плотности дислокаций ГДПС находятся на уровне, соответствующем компактным сталям после ВТМО и спеченным сталям на основе механически легированных шихт. Проведение высокотемпературного отжига обусловливает снижение характеристик дефектности субструктуры и рост размеров ОКР до значений, соответствующих компактным сталям после отжига и порошковым сталям после спекания. Размер зерна при этом увеличивается незначительно.

5. Структура ГДПС на основе распыленных порошков носит более неоднородный характер по сравнению с "синтетическими" сталями. Структурная неоднородность наблюдается только после ГШ и ВТМО. В последнем случае формируется оптимальная с точки зрения достижения максимального эффекта упрочнения структура скрытокристаллического мартенсита с высокой микро-

твердостью 9500-10100 МПа в сочетании с достаточным количеством метаста-бильного аустенита, способного к деформационному превращению.

6. Прокаливаемость ГДПС зависит от содержания легирующих элементов. Ее росту способствует увеличение содержания углерода и никеля до значения 9 мас.%. Максимальной прокаливаемостью обладают стали 70Н2Мп в состоянии после ГШ и 50Н9п в состоянии после отжига, для которых глубины мартенситной и полумартенситной зон составили соответственно 20,6; 23,8 и 25,6; 32,6 мм.

7. Проведение высокотемпературного отжига, снижая дефектность субструктуры, вызывает уменьшение прокаливаемости сталей из распыленных порошков и ее рост в "синтетических" сталях. Прокаливаемость сталей из распыленных порошков в состоянии после ГШ примерно в 2 раза выше компактных аналогов, поэтому их отжиг проводить нецелесообразно. Отжиг "синтетических" сталей, напротив, повышает их прокаливаемость до уровня компактных аналогов.

8. Распределение структурных составляющих по длине образца для торцевой закалки зависит от химического состава стали. В низкоуглеродистых порошковых сталях к водоохлаждаемому торцу прилежит зона крупноигольчатого мартенсита, а в среднеуглеродистых - мелкоигольчатого, характеризуемого большей микротвердостью, что отличает их от компактных аналогов, в которых мартенсит крупноигольчатый, а размер зерна существенно выше. Больший размер зерна компактных сталей по сравнению с порошковыми служит косвенным подтверждением превалирующего влияния повышенной дефектности субструктуры на замедление распада аустенита и улучшение прокаливаемости сталей из распыленных порошков.

9. Вне зависимости от вида ТО увеличение содержания углерода в ГДПС в исследованных интерватах его варьирования вызывает рост показателей прочности и снижение пластичности и ударной вязкости. Оптимальное сочетание свойств сталей хН9п, хН2Мп, хМ1,5п обеспечивает закатка в масле, а для статей ХН4п целесообразно применять закатку в 10% - ном водном растворе №0.

10. Проведение ВТМО способствует существенному росту показателей прочности, пластичности и ударной вязкости как по сравнению с ГДПС, подвергнутым другим видам ТО (закатке в масле и 10%-ном водном растворе №СТ), так и по отношению к спеченным и компактным аналогам, термообрабо-танным на сопоставимый уровень твердости. Наиболее значительно повысились свойства образцов стали 50Н4п: св - на 70%, 5 - в 5 раз, КС - в 2,6 раза.

11. Разработаны рекомендации по практическому использованию результатов исследований, которые положены в основу технологии получения деталей "шестерня" ДТЖИ.721.332.004 (8ТН240.073) и "шестерня" ДТЖИ.721.383.001 (8ТС.240.020) силового контроллера КС26, выпускаемого ООО "ПК" "Новочеркасский электровозостроительный завод". Ожидаемый экономический эффект, достигнутый за счет снижения материальных, энергетических и трудовых затрат, составит, соответственно, 48760 и 142570 руб. в год (в ценах на 01.03.05). При этом не учитывалось увеличение на 15-20% эксплуатационной надежности получаемых деталей, обеспечиваемое в результате

повышения комплекса механических свойств их материала и показателей контактной выносливости.

Автор выражает благодарность академику РАН Анциферову В.Н. и к.т.н. Латыпову М.Г., научный центр порошкового материаловедения, г.Пермь, за помощь и консультации при проведении исследований распада переохлажденного аустенита порошковых сталей.

Основное содержание диссертации отражено в следующих работах:

1. Дорофеев В.Ю., Гончарова Т.В., Крылов А.В., Ульяновский А.П., Коваленко Е.С. Современное состояние и перспективы развития горячей обработки давлением порошковых материалов // Порошковые и композиционные материалы и изделия. - Новочеркасск, 2000,- С.24-31.

2. Дорофеев Ю.Г., Пирожков Р.В., Егоров С.Н., Иванов В.В., Коваленко Е.С. Рентгенофазный анализ высокоаустенитных сталей // Порошковые и композиционные материалы, структура, свойства, технология получения: Матер. Междунар. науч.-техн. конф., г. Новочеркасск, 16-20 сент. 2002 г. / Юж. Рос. гос. техн. ун-т (НПИ).- Новочеркасск: ЮРГТУ (НПИ), 2002.-С.89-90.

3. Дорофеев В.Ю., Коваленко Е.С, Егоров С.Н. Морфология микроструктуры высокоплотных горячедеформированных порошковых сталей, легированных никелем и молибденом // Современные технологии и материаловеде-ние:-Магнитогорск: МГТУ, 2003.-С.94-98.

4. Дорофеев Ю.Г., Пирожков Р.В., Егоров С.Н., Коваленко Е.С. Зависимость механических свойств и микроструктуры стеклосодержащей порошковой стали ПОПЗп от температуры спекания // Изв. Вузов. Сев.-Кавк. Регион. Техн. Науки. 2003.№2.-С.103-105.

5. Анциферов В.Н., Дорофеев В.Ю., Пирожкова Е.С, Латыпов М.Г. Особенности превращения переохлажденного аустенита в легированных высокоплотных порошковых статях // Изв. вузов. Сев.-Кав. регион. Техн. науки.- 2004. - Приложение №9. - С. 114-117.

6. Дорофеев В.Ю., Пирожкова Е.С. Микрорентгеноспектральный анализ горя-чештампованных порошковых сталей, легированных молибденом и никелем // Порошковая металлургия. - Минск, 2004. - Вып. 27. - С. 61-65.

7. Пирожкова Е.С. Механические свойства горячедеформированных порошковых никелевых сталей // Изв. вузов. Сев.-Кав. регион. Техн. науки.- 2004. -Приложение №8. - С 78-83.

8. Пирожкова Е.С Современное состояние проблемы прокаливаемости и термической обработки спеченных и горячедеформированных порошковых сталей. Обзор // Изв. вузов. Сев.-Кав. регион. Техн. науки.- 2005. - Приложение № 1. - С 86-91.

9. Пирожкова Е.С. Стабильность аустенита как фактор оптимизации свойств горячедеформированной порошковой стали // Изв. вузов. Сев.-Кав. регион. Техн. науки- 2005. - Приложение № 1. - С. 92-94.

Пирожкова Елена Сергеевна

ФОРМИРОВАНИЕ СТРУКТУРЫ II СВОЙСТВ ГОРЯЧЕДЕФОРМИРОВЛННЫХ ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛОВ В ПРОЦЕССЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА

Автореферат

Подписано в печать /¿.05.05. Формат 60 х84 '/|й. Бумага офсетная Плоская печать (ризограф). Печ. л. 1. Тираж 100 экз. Заказ 594.

Типография ЮРГТУ (НПИ) 346428, г. Новочеркасск, ул Просвещения, 132 Тел, факс (863-52) 5-53-03. Е-тш1. 1урортрЬу№п<жк

fù lApC-J»'.".

tv -■< ' ' -» -

l!¡«-rí'> s

09 ИЮН 2005

ВВЕДЕНИЕ.

1. ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР, ПОСТАНОВКА ЦЕЛИ И ЗАДАЧ ИССЛЕДОВАНИЯ.

1.1. СПЕЧЕННЫЕ ЛЕГИРОВАННЫЕ КОНСТРУКЦИОННЫЕ СТАЛИ.

1.1.1. Легирующие элементы спеченных легированных сталей.

1.1.2. Способы легирования спеченных сталей.

1.2. ОСОБЕННОСТИ ФАЗОВЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ В ПОРОШКОВЫХ СПЕЧЕННЫХ СТАЛЯХ.

1.3. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ГОРЯЧЕДЕФОРМИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ.

1.4. ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ.

1.5. ВЫВОДЫ, ЦЕЛЬ И ЗАДАЧИ ИССЛЕДОВАНИЙ.

2. МАТЕРИАЛЫ, ОБОРУДОВАНИЕ И МЕТОДИКИ, ИСПОЛЬЗОВАННЫЕ ПРИ ПРОВЕДЕНИИ ИССЛЕДОВАНИЙ.

2.1. ХАРАКТЕРИСТИКА ИССЛЕДУЕМЫХ МАТЕРИАЛОВ.

2.2. ТЕХНОЛОГИЯ ПОЛУЧЕНИЯ ОБРАЗЦОВ.

2.3. МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ.

2.4. ОЦЕНКА ТОЧНОСТИ РЕЗУЛЬТАТОВ ЭКСПЕРИМЕНТОВ.

2.5. РЕНТГЕНОФАЗОВЫЙ И РЕНТГЕНОСТРУКТУРНЫЙ АНАЛИЗ.

2.6. МЕТОДЫ ЭЛЕКТРОННОЗОНДОВОЙ МИКРОСКОПИИ И РЕНТГЕ-НОСПЕКТРАЛЬНОГО АНАЛИЗА.

2.7. МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ ПРЕВРАЩЕНИЯ ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА.

3. ИССЛЕДОВАНИЕ ОСОБЕННОСТЕЙ РАСПАДА ПЕРЕОХЛАЖДЕННОГО АУСТЕНИТА В ГОРЯЧЕДЕФОРМИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЯХ И ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ ПРИ ИХ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ.

3.1. ИЗОТЕРМИЧЕСКОЕ ПРЕВРАЩЕНИЕ АУСТЕНИТА ПРИ ОХЛАЖДЕНИИ ВЫСОКОПЛОТНЫХ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ.

3.2. ИССЛЕДОВАНИЕ ХАРАКТЕРИСТИК СТРУКТУРЫ И СУБСТРУКТУРЫ ГДПС.

3.3. МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И ОСОБЕННОСТИ РАЗРУШЕНИЯ

ГДПС.

3.4. ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ ГДПС.

3.5 ВЫВОДЫ.

4. ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОКАЛИВАЕМОСТИ И СВОЙСТВ ГОРЯЧЕДЕ-ФОРМИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ.

4.1. ПРОКАЛИВАЕМОСТЬ ГДПС.

4.2. ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СВОЙСТВА ГДПС.

4.3. ВТМО ГОРЯЧЕДЕФОРМИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ.

4.4. КОНТАКТНАЯ ВЫНОСЛИВОСТЬ ГДПС.

4.5. ВЫВОДЫ.

5. ПРОМЫШЛЕННАЯ РЕАЛИЗАЦИЯ РЕЗУЛЬТАТОВ ИССЛЕДОВАНИЙ.

5.1.ТЕХНОЛОГИЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕТАЛИ "ШЕСТЕРНЯ"

ДТЖИ.721.383.001 (8ТС.240.020).

5.2.ТЕХНОЛОГИЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕТАЛИ "ШЕСТЕРНЯ"

ДТЖИ.721.332.004 (8ТС.240.073).

В последние годы методы порошковой металлургии (ПМ) широко внедряются в практику изготовления изделий самого различного назначения и охватывают многие отрасли науки. Это объясняется тем, что изделия из порошка по качеству и свойствам практически не уступают изделиям из компактного материала, затраты на их изготовление оказываются более низкими.

Конструкционные материалы на железной основе и детали из них являются одним из основных видов продукции порошковой металлургии. Пористые железоуглеродистые материалы имеют относительно низкие механические свойства, что не позволяет изготавливать из них высоконагруженные детали. Для повышения несущей способности порошковых сталей- в технологии их изготовления предусматривают повышение плотности и легирование. Эти мероприятия, а также применение новых методов формования позволяют получать материалы, практически не уступающие по свойствам компактным. Порошковые материалы на железной основе, легированные такими элементами, как молибден, никель, медь, хром и др., широко применяются при производстве деталей автомобилей, приборов, спортивно-охотничьего оружия и других изделий.

В последние годы были разработаны новые технологии получения высокоплотных порошковых изделий: теплое прессование [1-3], высокоплотное спекание [4], избирательное уплотнение наиболее ответственных частей деталей [4] и др. [5]. Несмотря на это горячая штамповка (ГШ) пористых заготовок продолжает и на сегодняшний день оставаться наиболее надежным способом получения высокоплотных средне -и тяжелонагруженных конструкционных порошковых изделий ответственного назначения.

Объем выпуска горячедеформированных порошковых деталей в развитых странах находится примерно на одном уровне и составляет ~10% от общего объема производства порошковых изделий на основе железа. В частности, в Северной Америке в 1998 г. этим методом произведено ~45 тыс. т деталей [6]. Общий объем выпускаемых порошков на основе железа вырос в 2003 г. на ~2% и составил 401700 т, из которых произведено 372900 т порошковых изделий. По итогам 1-го квартала 2004 г. производство порошка увеличилось еще на 9%, хотя общий годовой рост прогнозируется на уровне 3-4% [7].

Объем потребления железных порошков в России, как сообщил в своем докладе на Всемирном конгрессе по ПМ в Вене в октябре 2004г. президент Европейской ассоциации ПМ д-р Ц. Молинс, составляет ~ 10 тыс. т, из которых ~ 8 тыс. т приходится на собственное производство, а ~ 2 тыс. т - на закупки по импорту, в основном, в Швеции. Причем распыленные порошки низколегированных сталей отечественная промышленность в настоящее время не производит. Как отмечается в [7], в связи с происходящими геополитическими событиями и ростом цен на сырьевые материалы и энергоносители привлекательность ПМ для потенциальных потребителей будет расти.

Несмотря на то, что общий объем выпуска автомобилей в Северной Америке в 2004 г. ожидается на уровне прошлого года, тем не менее, доля порошковых деталей, приходящаяся на средний автомобиль, возрастет до 19,5 кг. На заводах фирмы Ford она уже составляет 22 кг, причем 95% всех двигателей этой фирмы оснащаются" горячештампованными порошковыми шатунами. По оценкам [7] с момента внедрения этой технологии в 1986 г. уже произведено 500 млн. шатунов. Здесь хотелось бы подчеркнуть, что возникающий периодически критицизм относительно целесообразности дальнейшего применения ГШ иногда носит конъюнктурный характер. Например, в [8] сообщается, что промышленность ПМ в США отрицательно прореагировала на критику горячещтампованных порошковых шатунов со стороны Американского института железа и стали (AISI), представляющего интересы сталелитейной и металлообрабатывающей промышленности, которая в последние годы серьезно пострадала в связи с внедрением ГШ порошковых изделий. В исследовании, проведенном AISI, утверждается, что порошковые горячештампованные шатуны уступают штампованным из монолита, как по свойствам, так и по себестоимости. Однако, по мнению ведущего эксперта в области ГШ порошковых изделий Э. Айлиа это исследование содержит ошибочные заключения, так как они основаны на некорректном сравнении: анализировались порошковые и компактные шатуны разного веса и используемые в разных двигателях; не рассматривалась геометрия порошковых шатунов в связи с прочностью; ничего не было сказано о трудности механической обработки компактных шатунов, равно как и о почти 20 - тилетнем успешном опыте производства порошковых шатунов. Приведенный пример свидетельствует о том, что конкуренция порошковой технологии со стороны традиционных способов производства остается острой. Именно поэтому на международной конференции по порошковой металлургии в Лас-Вегасе в 2003 г. президент федерации порошковой металлургии США Д. Шафер подчеркнул, что первостепенной задачей сегодняшнего дня является повышение качества и надежности порошковых изделий. Порошковые детали должны служить, как минимум, 10 лет или 150000 миль [9].

Одним из наиболее распространенных и эффективных способов повышения комплекса механических свойств порошковых сталей является проведение термической обработки (ТО). ТО выгодна и с экономической точки зрения, так как позволяет повысить физико-механические характеристики порошковых сталей без увеличения использования дорогостоящих и дефицитных легирующих элементов [10]. Несмотря на очевидность этого положения, назначение режимов ТО порошковых сталей -вообще, и горячештампованных - в частности, в настоящее время носит полуэмпирический характер. Применительно к спеченным порошковым сталям ранее были проведены довольно подробные исследования по изучению особенностей распада переохлажденного аустенита. Сюда можно отнести, прежде всего, работы пермской школы порошкового материаловедения под руководством академика В.Н.Анциферова, а также работы Ю.Г.Гуревича [11], С.С.Ермакова [12], В.Я.Буланова [13], В.Н.Пустовойта [14], В.А.Блиновского [15] и др. Значительным событием в этой области явился выход в свет справочника [10], в котором обобщаются данные многолетних исследований авторов по построению термокинетических и изотермических диаграмм порошковых сталей.

Констатируя определенный прогресс в изучении особенностей распада переохлажденного аустенита спеченных порошковых сталей, необходимо отметить, что применительно к высокоплотным горячедеформированным порошковым сталям (ГДПС) аналогичные исследования до настоящего времени практически не проводились. Режимы ТО назначались по аналогии с компактными, хотя в ряде работ, выполненных в этом направлении, отмечалось, что ГДПС, как и спеченные, обладают худшей закаливаемостью и прокаливаемостью [16].

Таким образом, актуальным является проведение исследований по изучению особенностей ТО, формирования структуры и свойств, прокаливаемости и распада переохлажденного аустенита ГДПС. В качестве объекта исследований выбраны стали, легированные никелем и молибденом. Этот выбор обоснован тем, что первые нашли широкое применение при изготовлении деталей, работающих при пониженных температурах, а одновременное легирование никелем и молибденом позволяет повысить весь комплекс физико-механических свойств.

Работа выполнена на кафедре "Материаловедение и технология материалов" Южно-Российского государственного технического университета (Новочеркасского политехнического института) в соответствии с единым заказ-нарядом по заданию Министерства образования на 2001-2003г.г. (1.00.Ф "Разработка теории и физических основ формирования перспективных функциональных материалов").

4.5. ВЫВОДЫ

1. Прокаливаемость ГДПС зависит от содержания легирующих элементов. Ее росту способствует увеличение содержания углерода и никеля до значения 9мас.%. Максимальной прокаливаемостью обладают стали 70Н2Мп в состоянии после ГШ и 50Н9п в состоянии после отжига, для которых глубины мартенситной и полумартенситной зон составили соответственно 20,6; 23,8 и 25,6; 32,6 мм.

2. Проведение высокотемпературного отжига, снижая дефектность субструктуры, вызывает уменьшение прокаливаемое™ сталей из распыленных порошков и ее рост в "синтетических" сталях. Прокаливаемость сталей из распыленных порошков в состоянии после ГШ примерно в 2 раза выше компактных аналогов, поэтому их отжиг проводить нецелесообразно. Отжиг "синтетических" сталей, напротив, повышает их прокаливаемость до уровня компактных аналогов.

3. Распределение структурных составляющих по длине образца для торцевой закалки зависит от химического состава стали. В низкоуглеродистых порошковых сталях к водоохлаждаемому торцу прилежит зона крупноигольчатого мартенсита, а в среднеуглеродистых — мелкоигольчатого, характеризуемого большей микротвердостью, что отличает их от компактных аналогов, в которых мартенсит крупноигольчатый, а размер зерна существенно выше. Больший размер зерна компактных сталей по сравнению с порошковыми служит косвенным подтверждением превалирующего влияния повышенной дефектности субструктуры на замедление распада аустенита и улучшение прокаливаемости сталей из распыленных порошков.

4. Нормализация никелевых ГДПС типа хН9п обеспечивает при удовлетворительной прочности получение высоких показателей пластичности и ударной вязкости, сопоставимых с соответствующими значениями после двойной закалки. С учетом технологической простоты осуществления нормализации она может быть рекомендована при изготовлении средне-нагруженных деталей, не испытывающих значительных динамических нагрузок. Применительно к сталям хН4п нормализацию использовать нецелесообразно ввиду низких достигаемых показателей прочности.

5. Вне зависимости от вида ТО увеличение содержания углерода в ГДПС в исследованных интервалах его варьирования вызывает рост показателей прочности и снижение пластичности и ударной вязкости. Оптимальное сочетание свойств сталей хН9п, хН2Мп, хМ1,5п обеспечивает закалка в масле, а для сталей хН4п целесообразно применять закалку в 10% - ном водном растворе ЫаС1.

6. При сопоставимом уровне концентрационной неоднородности и корректном выборе вида ТО свойства "синтетических" ГДПС превышают соответствующие показатели пористых спеченных сталей. Для сталей 50Н4п увеличение значений ав, 5 и КС составляет соответственно ~ 50, 100 и 36%. Стали на основе распыленных порошков после закалки в масле и в 10%-ном водном растворе NaCl примерно соответствуют компактным аналогам по прочности, но существенно уступают им в показателях пластичности.

7. Проведение ВТМО способствует существенному росту показателей прочности, пластичности и ударной вязкости как по сравнению с ГДПС, подвергнутым другим видам ТО (закалке в масле и 10%-ном водном растворе NaCl), так и по отношению к спеченным и компактным аналогам, термо-обработанным на сопоставимый уровень твердости. Наиболее значительно повысились свойства образцов стали 50Н4п: ов - на 70%, 5 - в 5 раз, КС - в 2,6 раза.

8. Характеристики пластичности ГДПС после ВТМО мало зависят от содержания углерода в сталях, а значения ударной вязкости имеют тенденцию роста при его увеличении. Оптимальным комплексом свойств обладают среднеуглеродистые стали 50Н9п и 50Н2Мп, для которых значения ав, 5, \j/ и КС составили соответственно: 2400 и 2200 МПа; 20 и 18%; 32 и 42%; 1520 и 2900 кДж/м2.

9. В отличие от компактных сталей проявлению трип-эффекта в порошковых сталях способствует проведение ВТМО, а не НТМизО, которая является менее технологичной. Формирование структуры скрытокристаллического мартенсита и метастабильного аустенита, способного к деформационному мартенситному превращению, обусловливает повышение механических свойств ГДПС за счет увеличения энергетических затрат на фазовые превращения и реализации ПНП-эффекта. Ликвидация участков метастабильного аустенита при обработке холодом вызывает снижение свойств, в связи с чем применение такой обработки нецелесообразно.

10. Проведение ВТМО среднеуглеродистых ГДПС 50Н9п и 50Н2Мп обеспечивает получение структуры, устойчивой к проявлению питтинга. Очаги разрушения в стали 50Н9п локализуются вблизи участков концентрационной неоднородности, а в стали 50Н2Мп — рядом с неметаллическими включениями, что отличает ее от компактной стали, в которой инициирование трещин наблюдается на границах участков мартенсита и остаточного аустенита, не склонного к деформационному превращению. Контактная выносливость стали 50Н2Мп после ВТМО, оцененная по критерию средней долговечности, в 3,6 раза превышает соответствующее значение компактного аналога.

5. ПРОМЫШЛЕННАЯ РЕАЛИЗАЦИЯ РЕЗУЛЬТАТОВ ИССЛЕДОВАНИЙ

Непосредственное практическое значение имеют следующие полученные в настоящей работе результаты:

1. Для изготовления тяжелонагруженных деталей конструкционного назначения следует использовать среднеуглеродистые ГДПС 50Н2Мп и 50Н9п после ВТМО. Возможность работы в условиях действия значительных статических, динамических, знакопеременных и контактных нагрузок обеспечивается структурой скрытокристаллического мартенсита и метастабильного аустенита, претерпевающего деформационное превращение в процессе испытаний или эксплуатации. Несмотря на несколько больший уровень показателей прочности гетерогенной стали 50Н9п с технологической и экономической точки зрения предпочтительным является применение стали 50Н2Мп на основе распыленного порошка, так как при этом исключается необходимость длительного высокотемпературного спекания, сокращается количество дорогостоящей легирующей добавки - никеля, а также обеспечивается более высокая контактная выносливость.

2. При изготовлении деталей большого сечения из "синтетических" ГДПС их целесообразно подвергать высокотемпературному отжигу после ГШ с целью улучшения прокаливаемости, которое обеспечивается за счет увеличения устойчивости переохлажденного аустенита, обусловливаемого уменьшением дефектности субструктуры. В противоположность этому применительно к ГДПС на основе распыленных порошков такую обработку проводить не следует во избежание развития обратного эффекта.

3. В случае невозможности технологической осуществимости ВТМО при получении средне- и тяжелонагруженных деталей из-за риска трещинообразо-вания в поперечном сечении материала пористой заготовки в процессе горячей допрессовки допустимо в качестве окончательной ТО использовать закалку в масле сталей 50Н9п, 50Н2Мп и 50М1,5п, а для стали 50Н4п - закалку в 10%-ном водном растворе №С1 с последующим низким отпуском.

4. Для изготовления средненагруженных деталей, не испытывающих значительных статических и динамических нагрузок и эксплуатирующихся в условиях как обычных, так и пониженных температур, следует использовать среднеуглеродистые "синтетические" никелевые ГДПС после нормализации.

5. Использование порошка Atomet 4601 является более предпочтительным по сравнению с порошком Atomet 4901. Комплексное легирование и меньший уровень загрязненности первого обеспечивает большую устойчивость переохлажденного аустенита и соответственно более высокие прокаливаемость и механические свойства. Тем не менее, при отсутствии альтернативы применение порошка Atomet 4901 допустимо, однако для реализации максимального эффекта упрочнения в этом случае необходимо в технологический процесс включать ВТМО.

Естественно, что практическая реализация всех приведенных рекомендаций в рамках одной работы невозможна и нецелесообразна. Поэтому для промышленной апробации были выбраны рекомендации, сформулированные в п.1, которые представляются наиболее значимыми. При выборе конструкции и материала деталей, переводимых на технологию ГШ, учитывались: возможность протекания деформационных процессов как в осевом, так и в поперечном к усилию прессования направлении с целью обеспечения реализации ВТМО; требования к уровню механических свойств; возможность осуществления технологического процесса на существующем прессовом и печном оборудовании; экономическая целесообразность и заинтересованность предприятия.

В настоящее время на ООО "ПК" "Новочеркасский электровозостроительный завод" наметилась отчетливая тенденция роста объема выпускаемой продукции. Заказы, поступившие от Министерства путей сообщения, позволили существенно увеличить выпуск электровозов в 2004 г., а в ближайшие 1,5-2 года планируется довести его до уровня 1991 г. При этом одной из основных проблем предприятия является нехватка квалифицированного персонала станочников. Кроме того, к поиску путей снижения себестоимости продукции вынуждает рост цен на материалы и энергию. Большой потенциал в решении этих проблем заключает в себе технология порошковой металлургии особенно в части изготовления деталей конструкционного назначения. Планы по внедрению ее прогрессивных методов существуют довольно длительное время. В конце 80-х годов в рамках существовавшего в то время Минэлектротехпрома СССР предполагалось все производство порошковых деталей для электровозов разместить на Тбилисском электровозостроительном заводе. Однако, в связи с изменениями в политической ситуации эти планы утратили реальную почву. В настоящее время руководство ООО "ПК"

НЭВЗ" проявило заинтересованность в возобновлении научно-технологических разработок в этом направлении.

С учетом вышеизложенного для промышленной апробации были выбраны 2 детали: ДТЖИ.721.332.004 (8ТС240.073) "шестерня" и ДТЖИ.721.383.001 (8ТС.240.020) "шестерня" контроллера силового КС26.

5.1. ТЕХНОЛОГИЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ДЕТАЛИ "ШЕСТЕРНЯ"

ДТЖИ.721.383.001 (8ТС.240.020)

При разработке технологии производства детали "шестерня" ДТЖИ.721.383.001 (8ТС.240.020) (рис. 5.1) учитывалась необходимость проведения ВТМО для обеспечения приемлемой эксплуатационной надежности и долговечности. С этой целью следует интенсифицировать деформационные процессы в материале пористой заготовки, особенно в наиболее ответственных ее частях, ответственных за формирование зубьев. В ЮРГТУ (НПИ) обоснована возможность изготовления деталей данного типа из простых кольцевых заготовок [110]. При этом упрощается конструкция пресс-формы для холодного прессования, снижается ее стоимость, повышается стойкость, отпадает необходимость в ориентации нагретой пористой заготовки при ее загрузке в пресс-форму или штамп для ГШ. Интенсификация деформационных процессов при течении порошкового материала в полости зубьев матрицы обусловливает улучшение качества межчастичного сращивания в этих частях изделия и обеспечивает возможность реализации ВТМО.

На рис. 5.2 представлены схемы процессов уплотнения и деформации пористой заготовки при горячей допрессовке. Пресс-форма, в которую загружается заготовка 1, состоит из матрицы 2, пуансона 4, подставки 5, упругого элемента 6. На рис. 5.2а показано исходное положение заготовки, на рис. 5.26 — положение заготовки после частичной осадки и поперечной деформации с образованием зубьев 7, на рис. 5.2в — окончательная осадка с образованием готового изделия 8 путем перемещения элементов 2,5,3 вниз, преодоления сопротивления и сжатия упругого элемента 6. 3 а) б) в)

Рис. 5.2. Схема процессов уплотнения и деформации при ГШ детали "шестерня" ДТЖИ.721.383.001 (8ТС.240.020) на начальном (а), промежуточном (б) и заключительном (в) этапах

Нагретую заготовку 1 с постоянным поперечным сечением, соответствующим наименьшему поперечному сечению изделия, помещают в матрицу

2 со вставкой 4 и надставкой 5, устанавливают пуансон 3 и производят последовательное уплотнение и поперечную деформацию заготовки. На начальной стадии уплотнения заготовки, имеющей высоту Ьь допрессовке подвергается ее верхняя часть Ь2 до размера Ь3, при этом путем выдавливания формируются зубья высотой Ь4 (рис. 5.26). Продолжение движения пуансона

3 с надставкой 5 в направлении прессования вызывает дальнейшую допрес-совку верхней части до размера 115 (рис. 5.2в).

Проведение ГШ заготовок пористостью 25-30% в неподогретой пресс-форме обусловило наличие трещин на вершинах зубьев. Для устранения этого дефекта была проведена оптимизация пористости холоднопрессованной заготовки и температуры подогрева пресс-инструмента, результаты которой представлены в табл. 5.1.

1. Gorokhov V.M., Sevastyanov E.S., Ustinova G.P., Zvonarev E.V. Densification peculiarities and mechanical properties of powder low alloyed steel produced by warm compaction of green blanks EURO PM 2

2. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24, 2

3. European Powder Metallurgy Association. 2001. Vol.3. P 184-189.

4. Mitchell S.C, Youseffi M., Wronski A.S. Laboratory processing of Fe-MoCr-C-(B) steels to 7.6 g/cc sintered density EURO PM 2

5. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24, 2

6. European Powder Metallurgy Association. 2001. Vol.3. P.67-72.

7. Veltl G., Petzoldt F. New developments in warm compaction Proceedings of Euro PM 97- European Conference on Advances in Structural PM Component Production. Munich Trade Fair Centre, Munich, Germany, October 15-17, 1

8. European Powder Metallurgy Association. 1997. P.36-43.

9. Jones P., Golder K.B., Lawcock R., Shivanath R. Metallurgical strategies for high endurance powder metal components for advanced power-train applications Proceedings of Euro PM 97- European Conference on Advances in Structural PM Component Production. Munich Trade Fair Centre, Munich, Germany, October 15-17, 1

10. European Powder Metallurgy Association. 1997. P.243-256.

11. Blanchard P. High density under cold single pressing operation: new applications Proceedings of Euro PM 97- European Conference on Advances in Structural PM Component Production. Munich Trade Fair Centre, Munich, Germany, October 15-17, 1

12. European Powder Metallurgy Association. 1997. P.44-50.

13. Anonymous. North Amerika sees 5% growth in powder sales Metal Powder Report. 1999. no. 9. P. 14-17.

14. Capus J.M. PM Tec 2004- is North American PM back on track Powder Metallurgy. 2004. Vol.43. №3. P.226-

15. Anonymous. SAE 100 flagged as showdown venue in PF con rod row Metal Powder Report. 2004. №8. P.

16. Schaefer D., Trombino J. "Were moving on and up towards ambitions targets" Metal Powder Report. 2003. №7. P. 14, 16.

17. Гуревич Ю.Г., Анциферов B.H., Буланов В.Я., Ивашко А.Г. Термические и изотермические диаграммы порошковых сталей: Справочник Под ред. Ю.Г. Гуревича. Екатеринбург. УрО РАН, 2001. 260 с.

18. Гуревич Ю.Г., Рахманов В.И, Термическая обработка порошковых сталей. М.: Металлургия, 1985. 80с.

19. Ермаков С. Особенности сплавов на термической железной обработки основе металлокерамических УССР, 1972.-С. 188-196.

20. Буланов В.Я., Залазинский Г.Г., Щенников Т.Л., Мейлах А.Г., Савинцев П.П. Физико-химические основы технологии порошков и материалов на основе природнолегированного сырья Физ. химия и технол. в металлургии Екатеринбург: Ин-т металлургии УрО РАН, 1996. 291-300,321.

21. Пустовойт В.Н,, Чурюкин Ю.Н., Блиновский В.А. Структурные и кинетические особенности мартенситного превращения в пористой высокоуглеродистой стали Физика металлов и металловедение. 1991. 5 С 78-86.

22. Блиновский В.А. Технологические процессы комбинированной термической обработки деталей из порошковых спеченных сталей с использованием холодной пластической деформации Термическая обработка стали (Теория, технология, техника эксперимента). Ростовна-Дону: ДГТУ, 1998. 95-

23. Металлокерамические конструкционные материалы. Киев: ИПМ АН

24. Дорофеев Ю.Г., Мариненко Л.Г., Устименко В.И. Конструкционные порошковые материалы и изделия. М.: Металлургия, 1986, 144с.

25. Дорофеев Ю.Г., Дмитровский В.Н., Мариненко Л.Г., Устименко В.И. Легированные 44.

26. Смышляева Т.В., Шацов А.А. Изотермический распад переохлажденного аустенита в псевдосплавах хромоникелевая стальмедь МиТОМ. 2000. 1 11-14.

27. Саркисян Л.Е. Структура и свойства железоникелевых порошковых сплавов Порошковая металлургия. 1986. j№l 1. 79-84.

29. Анциферов В.Н., Гревнов Л.М., Перельман О.М. Изотермический распад аустенита порошковых сталей, легированных хромом и молибденом МиТОМ. 1992. №8. 28-33.

30. Радомысельский 59-71.

31. Гуревич Ю.Г., Рахманов В.И., Пожидаев Ю.И. Структурные превращения и механические свойства спеченных легированных сталей Порошковая металлургия. 1979. №6. 72-75.

32. Дьячкова Л.Н., Керженцева Л.Ф., Маркова Л.В. Порошковые материалы на основе железа. Мн.: Тонпик, 2004, 228с.

33. Анциферов В.Н., Акименко В.Б., Гревнов Л.М. Порошковые легированные легированные стали. М.: Металлургия, 1991. 318с,

34. Радомысельский С,59-71. И.Д, Холодный И,П. Спеченные конструкционные стали Порошковая металлургия, 1975, №6, И.Д,, Холодный И.П. Спеченные легированные конструкционные стали Порошковая металлургия. 1975. №6. В.Н., Латыпов М.Г. Роль никеля и углерода в концентрационно-неднородных трип-сталях МиТОМ. 2001. №6. спеченные материалы, полученные динамическим горячим прессованием Порошковая металлургия. 1973. №8. 39-

35. Benderev E., Traykova I., Simeonova R. et al. Investigation on Effect of Type of Boron Additive on Structure Formation during Sintering of High Manganese PM Steel EURO PM 2

36. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24, 2

37. European Powder Metallurgy Association. -2001. Vol.2. P.316-321.

38. Радомысельский И.Д., Напара-Волгина Г. Получение легированных порошков диффузионным методом и их использование. Киев: Наукова думка, 1988.-136 с.

39. Anonymous. Ferrous materials continue to expand Metal Powder Report. 1995.-Vol. 5 0 1 2 P 14-20.

40. Богатин Д.Е. Производство металлокерамических деталей. Металлургия, 1968. 140 с.

41. Радомысельский И.Д. и др. Термическая 44 с.

42. Olschewski G, Nitsch G. Fatigue Properties of Diffusion-bonded Molybdenum Steel Powders for High Strength Applications Euro PM 2

43. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Valencia Congress and Exhibition Centre, Valencia, Spain, October 20-22, 2003. EPMA, 2003. Vol. 1. P.355-362.

44. Kuhn H., Ferguson L. Powder Forging. Princeton, New Jersey: MPIF, 1990. 2 7 0 p.

45. Дорофеев Ю.Г. Динамическое горячее прессование порошковых заготовок. М.: Металлургия, 1977. 216с.

46. Hinzmann G., Sterenburg D. High-Density Multi-Level PM Components by High Velocity Compaction Euro PM 2

47. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004.-EPMA, 2004.-Vol.1.-P.541-545. и химико-термическая обработка в порошковой металлургии. Киев: Наукова думка, 1969. М.:

48. Aslund High Velocity Compaction of Stainless Steel Gas Atomized Powders Euro PM 2

49. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004. EPMA, 2004. Vol. 1. P.553-557.

50. Grinder O. Development of High Nitrogen Containing PM Tool Steels Euro PM 2

51. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004. EPMA, 2004.-Vol.3.-P.745-752.

52. Gregory J. Del Corso. Micro-Melt® Maxamet® Alloy Euro PM 2

53. Conference Proceedings, Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004. EPMA, 2004. Vol.3. -P.785-790.

54. Rabitsch R., Liebfahrt W., Makovec H. Properties of PM High Speed and Tool Steels Produced with the Newest PM-Technology EURO PM 2

55. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24, 2

56. European Powder Metallurgy Association. 2001. Vol. 1. P.219-224.

57. Lindqvist B. Chromium Alloyed Steels A New Powder Generation EURO PM 2

58. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24, 2

59. European Powder Metallurgy Association. 2001. Vol. 1. P. 13-21.

60. Ichidate M. et al. Sintering of Oil Atomized Low Alloy Steel Powder Horizons of Powder Metallurgy. 1

62. Ogura K. et al. Cr and Mn Containing Low Oxygen Steel Powder Produced by Water-Atomisation and Vacuum-Annealing Metal Powder Report. 1987.-Vol.42.-no4.

63. Canston R.J., Lidsley B.A. Challenges in Processing of P/M Chromium Manganese Low-Alloy Steels Euro PM 2

64. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004.-EPMA, 2004.-Vol.2.-P.3 7-42.

65. Sulowski М. Development of PM Manganese Steels Euro PM 2

66. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004. EPMA, 2004. Vol.2. -P.297-301.

67. Leshchinsky V., Wisniewska-Weinert H., Jedovnicky B. et al. High Dense Powder Steel for Small Ball Bearing Rings EURO PM 2

68. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24, 2

69. European Powder Metallurgy Association. 2001. Vol.1. P.225-230.

70. Maroli В., Berg S., Lewenhagen J. Properties and Microstructure of PM Materials Pre-Alloyed with Nickel, Molybdeneum and Chromium EURO PM 2

71. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24,2

72. European Powder Metallurgy Association. 2001. Vol. 1. P.34-39.

73. Анциферов B.H., Латыпов М.Г,, Шацов А.А. Высокопрочные трещиностойкие концентрационно-неднородные порошковые никелевые стали МиТОМ. 1999. 11. 28-32.

74. Анциферов В.Н., Латыпов М.Г., Шацов А.А. Особенности трип-эффекта в порошковых концентрационно-неоднородных сталях с невысоким содержанием

75. Анциферов В.Н., Масленников Н.Н., Шацов А.А., Смышляева Т.В. Порошковая

76. Ермаков сталь со структурой Вязников Н.Ф. метастабильного аустенита детали в Порошковая металлургия. 1994. №3/4. 42-47. С., Металлокерамические машиностроении. Л.: Машиностроение, 1975. 232 с.

77. Ермаков С, Кукушкин Н.Н., Резников Г.Т. Исследования процессов при термической обработке спеченной стали Спеченные конструкционные материалы. Киев: РШМ АН УССР, 1976. 56-63.

78. Ермаков С. Некоторые вопросы теории и практики термической обработки спеченных сталей Порошковые конструкционные материалы. Киев: ИПМ АН УССР 1980. 150-154.

79. Ермаков С. Термическая обработка порошковых стальных деталей. Л.гЛДНТП, 1981.-24 с.

80. Ермаков С. Теоретические и практические особенности фазовых превращений в порошковых сталях Проблемы порошковой металлургии: Матер. Всесоюз. конф., посвященной 200-летию со дня рождения основателя порошковой металлургии П.Г. Соболевского. Л.: Наука, 1982.-С. 33-38.

81. Ермаков С. Закономерности фазовых превращений в порошковых сталях Труды Ленинградского политехнического института. Л.: ЛПИ, 1985.-С. 42-46.

82. Ермаков обработки 44-48.

83. Ермаков С, Вязников Н.Ф. Порошковые стали и изделия. Л.: Машиностроение, 1990. 319с.

84. Анциферов В.Н. Порошковые стали Тез. 17-й Всесоюз. конф. по порошковой металлургии. Киев: ИПМ АН УССР, 1991. 6-7.

85. Анциферов В.Н., Черепанова Т.Г. Структура спеченных сталей М.: Металлургия, 1981. 1 Юс.

86. Dyachkova L.N., Kerzhentseva L.F. Effect of Composition on Phase Transformations and Regimes of Thermal Treatment of Infiltrated Materials on the Base of Powdered Steels Euro PM 2

87. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004. EPMA, 2004. Vol.2. P.285-290.

88. Гревнов Л.М., Адамова О.В. Формирование зерна аустенита спеченной стали Применение порошковых композиционных материалов и С. Особенности термической и химико-термической металлургия и порошковых изделий Порошковая композиционные материалы: Матер, краткоср. семин. Л., 1986.

89. Ермаков С., Резников Г.Т., Гершкович М.И. Влияние технологических факторов на механические свойства и рост зерна аустенита спеченного железа Конструкционные материалы и оборудование. Киев: ИПМ АН УССР, 1976. 87-92.

90. Ермаков С, Левицкая И.Ю. Превращения аустенита при охлаждении спеченных легированных сталей Технология получения и исследование порошков и материалов с особыми свойствами. Куйбышев: КуАИ, 1983. С 7-13.

91. Гуревич Ю.Г., Рахманов В.И., Паньшин И.Ф. Превраш,ение переохлажденного аустенита в спеченных сталях при непрерывном охлаждении Порошковая металлургия. 1979. 10. 86-89.

92. Ермаков С, Максарова И.Ю. Устойчивость переохлажденного аустенита порошковой стали ЖГр0,8М0,25 с различной пористостью Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 1984. 6 С 76-80.

93. Анциферов В.Н,, Перельман О.М., Боброва Н., Тимохова А.П. Влияние технологических условий спекания на изотермический распад аустенита порошковых сталей Сталь. 1990. №12. 84-87.

94. Анциферов В.Н., Гревнов Л.М., Перельман О.М. Изотермический распад аустенита порошковых сталей, легированных хромом и молибденом МиТОМ. 1992. №8. 28-33.

95. Анциферов В.Н., Масленников Н.Н., Пещеренко СИ., Рабинович А.И. Определение химической неоднородности распределения элементов в порошковых материалах Порошковая металлургия. 1982. №2. 63-66.

96. Анциферов В.Н., Латьшов М.Г., Шацов А.А. Изотермический распад аустенита в концентрационно-неоднородных МиТОМ. 1998. №5. 20-24. никелевых сталях,

97. Калашникова О.Ю. Особенности разрушения сталей из частичнолегированных порошков МиТОМ. 2004. №4. 26-30.

98. Трефилов В.И., Мильман Ю.В., Иващенко Р.К,, Захарова свойства спеченных материалов Н.П. Механические Порошковая металлургия. 1991. №5. 39-49.

99. Мильман Ю.В., Иващенко Р.К., Захарова Н.П. Механические свойства спеченных материалов Порошковая металлургия. 1991, №3. 93100.

100. Engstrom U., Allroth S. А. Newly Developed Sintered High Strength Material //Metal Powder Report. 1986. 1 1 -P.815-820.

101. Малинов Л.С. Использование принципа получения метастабильного аустенита, регулирование его количества и стабильности при разработке экономнолегированных сплавов и упрочняющих обработок МиТОМ. 1996.-№2.-С.35-39.

102. Гуревич Ю.Г., Ивашко А.Г., Рахманов В.И., Паньшин И.Ф. Кинетика распада переохлажденного аустенита и механические свойства стали СП70ДЗ до и после пропитки медью Порошковая металлургия. 1992. №9.-0.62-66.

103. Гуревич Ю.Г., Ивашко А.Г., Паньшин И.Ф. Кинетика превращения аустенита в порошковой стали ЖГр1ДЗ до и после пропитки медью Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 1985. №11.-0.139-140.

104. Баланкин А.О., Колесников А.А. Механическое легирование// Новости науки и техники. 1991. №9. О. 45-47.

105. Гуревич Б.Г., Ивашко А.Г., Рахманов В.И. Влияние пористости на кинетические параметры превращения аустенита в порошковых сталях при непрерывном охлаждении. институт, 1

106. Курган: 12 с. Курганский Деп. в машиностроительный Черметинформации 12.06.85, №2910-ЧМ.

107. Гуревич Ю.Г., Ивашко А.Г., Рахманов В.И., Паньшин И.Ф. Структурные превращения и свойства порошковой стали 40Н2М при обычной и изотермической закалке Порошковая металлургия. 1991. №4. 48-52.

108. Гревнов Л.М., Горохов В.Ю., Овчинников В.И. Термическая обработка порошковых сталей Диффузионные процессы, структура и свойства порошковых материалов. Пермь: ППИ, 1985. 95-134. Деп. в Черметинформации 23. 04. 86, №3356-ЧМ.

109. Ермаков С., Максарова И.Ю. Особенности кинетики диффузионного превращения переохлажденного

110. Анциферов В.Н., Черепанова аустенита порошковых Т.Г., Гревнов Л.М. сталей Распад Порошковая металлургия. 1984. 5 66-72. переохлажденного аустенита спеченных сталей Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 1975. 3 149-152.

111. Данелян А.Д., Петросян Х.Л., Газдоева М.М. Термическая обработка металлокерамических сталей Порошковая металлургия. 1971. №9. 180-185.

112. Saritas S., Doherty R.D., Lawley А. Effect of Porosity on Thermal Diffusivity and Hardenability of PM Steels EURO PM 2

113. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Acropolis Convention Centre, Nice, France, October 22-24, 2001. EPMA. 2001. Vol.1.-P.257-265.

114. Skena C Prucher T.,Czamek R., Jo J. M. Hardenability Characteristics of P/M Alloy Steels International Journal of Powder Metallurgy. 1997. Vol.33.-№7.-P.25-35.

115. Bocchini G.F., Baggioli A., Rivolta В., Silva G. The Hardenability of Some PM Materials: An Evaluation Through an Instrumented Jominy Test Euro PM 2

116. Proceedings of the European Congress and Exhibition on Powder Metallurgy. Valencia Congress and Exhibition Centre, Valencia, Spain, October 20-22, 2003. EPMA, 2003. 2004. Vol.1. P.369-374.

117. Bocchini G.F., Baggioli A., Gerosa R. et al. Cooling Rates of P/M Steels International Journal of Powder Metallurgy. Vol.

119. Bocchini G.F., Rivolta В., Silva G. et al. Influence of density and surface volume ratio on the cooling speed of sinter-hardening material: numerical analysis of parallelepipeds Proceedings of 2002 World Congress on Powder Metallurgy Particulate Materials. Orlando, 16-21 June 2002.

120. Lindskog P. Controlling the hardenability of sintered steels Powder Metallurgy. 1970. -Vol.13. -№36. -P280-294.

121. Дорофеев Ю.Г., Устименко В.И. Порошковая металлургия отрасль прогрессирования. Ростов на-Дону: Ростовское книжное издательство, 1982.-192 с.

122. Роман О.В., Габриелов И.П. Справочник по порошковой металлургии: порошки, материалы, процессы. -Минск: Беларусь, 1988. 175 с.

123. Frey Rick. Cryogenic treatment improves properties of drills and PM parts Industrial Heating. 1983. -Vol.50. №9. -P.21-23.

124. Мармер Э.Н., Вислобоков В.И., Большов А.Г. Вакуумная закалка спеченных стальных шестерен Порошковая металлургия. 1986. №10.-С. 89-93.

125. Pease Leander F. Vacuum sintering and heat treatment of various PM alloys related to microstructures and properties. 1 Industrial Heating. 1986, Vol.53.-№5.-P.31-33.

126. Pease Leander F. Vacuum sintering and heat treatment of various PM alloys related to microstructures and properties. 2 Industrial Heating. 1986. Vol.53.-№5.-P.24-25.

127. Anonymous. Chrome brightens the way for sinter-hardening Metal Powder Report. 2003. №10. P. 40,43,44.

128. Ferguson H. Introduction to the heat treatment of sintered steel parts Powder Metallurgy International. 1972. Vol.4. №2. P.89-93.

129. Радомысельский И.Д., Напара-Волгина Г., Горб М.Л. Исследование механических свойств спеченной конструкционной стали, легированной

130. Гревнов Л.М., Осипова Е.И. Отпуск порошковой углеродистой стали Диффузионные материалов. процессы, ППИ, структура 1985. и свойства 135-142. порошковых Деп. в Пермь: И.Д., Черметинформации 23.04.86. №3356-ЧМ.

131. Радомысельский Жорняк А.Ф., Костырко Л.Н, Влияние температуры отпуска на структуру и прочность металлокерамической закаленной стали Порошковая металлургия. 1971, №6. 70-73.

132. Напара-Волгина Г., Костырко Л.Н., Радомысельский И.Д. Термическая и термомеханическая обработка порошковых конструкционных сталей (Обзор) Порошковая металлургия. 1983. -№10. 46-67.

133. Гуревич Ю.Г., Ивашко А.Г. Механические свойства порошковых сталей после закалки и отпуска Структура и оптимальное упрочнение конструкционных материалов. Новосибирск: НЭИ, 1984. 46-51. ЮЗ.Гайдученко А.К., Жорняк А,Ф,, Кривенко А.Н., Радомысельский И.Д. Стабилизация структуры и свойств железографитных деталей, спекаемых в печи БЗПМ с регулируемым углеродным потенциалом заш;итной среды Порошковая металлургия. 1977, №7. 99-105.

134. Жорняк А.Ф., Костырко Л.Н., Радомысельский И.Д., Горб М.Л. Разработка оптимальных режимов изготовления и термообработки металлокерамических думка, 1972.-С. 170-173.

135. Анциферов В.Н., Боброва Н., Перельман О.М., Шацов А. А. Изотермический распад аустенита порошковой никельмолибденовой стали//МиТОМ.-1993.-№8.-С. 18-20.

136. Анциферов В.Н., Оглезнева А., Шацов А.А. Распад переохлажденного аустенита в порошковых фосфористых сталях МиТОМ. 1999. №5. 3-7. деталей из стального порошка Металлокерамические конструкционные материалы, Киев: Наукова

137. Bocchini G.F., lenco G., Parodi A. et al. The Hardenability of PM Steels: Correspondence between Microhardness, Microstructure and Cooling Speed of Jominy Probes Euro PM 2

138. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004. EPMA, 2004. Vol.3. P.211-217.

139. Маслюк B.A., Мамонова A.A., Грабчак A.K. Влияние температуры штамповки пористой заготовки на параметры тонкой структуры ферритной фазы в порошковой углеродистой стали Порошковая металлургия. 2002. №7/8. 24-28.

140. Резерв эффективности Под ред. Ю.Г. Гуревича. Челябинск: ЮжноУральское книжное изд-во,1982. 108 с.

141. Промышленная технология горячего прессования порошковых изделий Ю.Г. Дорофеев, Б.Г. Гасанов, В.Ю. Дорофеев и др. М.: Металлургия, 1990.-206 с. Ш.Гуревич Ю.Г., Ивашко А.Г., Рахманов В.И., Паньшин И.Ф. Структура и свойства порошковой стали 40Н2М после изотермической закалки Порошковая металлургия, 1987. 1 1 30-34.

142. Phillips R.R., Hammond D., Friedman I.L. PM aims for direct competition with old-tech industry Metal Powder Report. 2

144. Либенсон Г.А. Производство спеченных изделий. М., 1982. 76 с.

145. Коротушенко Г.В., Григоркин В.И. Механические свойства никелевых сталей со структурой изотермического и атермического мартенсита МиТОМ. 1974. №1. 41-46. ПЗ.Радомысельский И.Д. Применение методов порошковой металлургии для изготовления конструкционных деталей на машиностроительных и приборостроительных предприятиях Порошковая металлургия. 1980. 1 1 С 89-95.

146. Металловедение и термическая обработка стали и чугуна. Справочник Под ред. акад. Н.Т. Гудцова. М. 1956 1204с.

147. Смирнов-Аляев 1972.-359с. Г.А,, Чикладовский В.П. Экспериментальные исследования по обработке металлов давлением. Л.: Машиностроение,

148. Новик Ф.С., Арсов Я.В. Оптимизация процессов технологии металлов методами планирования экспериментов. М.: Машиностроение; София: Техника, 1980.-304с.

149. Уманский Я.С. Рентгенография металлов и полупроводников. М.: Металлургия, 1969.-496с.

150. Горелик С, Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. Приложение. М.: Металлургия, 1970. 107 с.

151. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. М.: Металлургия, 1961. 863 с.

152. Гинье А. Рентгенография кристаллов. М.: Металлургия, 1961. 604 с.

153. Нагорнов В.П. Аналитическое определение параметров субструктуры деформированных поликристаллов в рентгеновском методе аппроксимации с использованием функций Коши Аппаратура и методы рентгеновского анализа. Л.: Металлургия, 1982. Вып. 28. 67-71 124. Рид Электронно-зондовый микроанализ, -М.: Мир, 1979. 423 с.

154. Ковба Л.М., Трунов В.К. Рентгенофазовый анализ. -М.: МГУ, 1976. 232с.

155. Лившиц Б.Г., Крапошин B.C., Липецкий Я.Л. Физические свойства металлов и сплавов. М.: Металлургия, 1980. 320с.

156. Попов А.А,, Попова Л.Е. Изотермические М.: Металлургия, 1965. 495 с.

157. Латьшов М.Г., Гревнов Л.М. Изотермический распад аустенита порошковых сталей, легированных никелем и молибденом Вестник и термокинетические диаграммы распада переохлажденного аустенита. Справочник термиста.

158. Бернштейн М.Л., Займовский В.А., Капуткина Л.М. Термомеханическая обработка стали. М.: Металлургия, 1983. 480 с.

159. Масленников Н.Н., Боброва Н., Гревнов Л.М., Беккер В.Я. Влияние технологии получения на структуру и свойства термически упрочняемых порошковых сталей МиТОМ. 1997. №8. 20-22.

160. Новиков Ю.М., Леонтьева В.П. Материаловедение. обработки М.: М.: Машиностроение, 1972.-510с. И.И. Теория термической металлов. Металлургия, 1974. 400 с.

161. Структурная наследственность порошковых сталей В.Н. Анциферов, Н.Н. Масленников, Н. Пещеренко и др. Пермь: РИТЦ ПМ, 1996. 122 с.

162. Анциферов В.Н., Боброва Н., Шацов А.А. Структура и свойства механически легированной стали ПК 50Н2М Порошковая металлургия. 1998. №3/4. 30-35.

163. Блантер М.Е. Металловедение и термическая обработка. М.: Машгиз, 1963.-416 с.

164. Влияние ТМО на диффузию углерода в стали, полученной динамическим горячим прессованием Ю.Г. Дорофеев, Н.Т. Жердицкий, В.Т. Пруцаков и др. Порошковая металлургия. 1972. №4 36-39.

165. Справочник по машиностроительным материалам Под ред. Г.И. Погодина-Алексеева. М.: Машгиз, 1959. Т.1. 907 с

166. Процессы сращивания в порошковых горячедеформированных материалах на основе железа. Сообщения 1-3 Б.Ю. Дорофеев, В.Ю. Дорофеев, Ю.Н. Иващенко и др. Порошковая металлургия. 1988. №6. 27-32; №7. 53-56; №8. 36-40.

167. Филлипов М.А., Литвинов B.C., Немировский Ю.Р. Стали с метастабильным аустенитом. М.: Металлургия, 1988. 256 с.

168. Hanejko P., Rawlings A., Slattery R. Surface Densification Approach to High Density Gears Euro PM 2

169. Conference Proceedings. Powder Metallurgy World Congress and Exhibition. Austria Centre Vienna, Austria. 17-21 October 2004. EPMA, 2004. Vol.2 P.407-4I5.