автореферат диссертации по металлургии, 05.16.06, диссертация на тему:Структура и свойства порошковых концентрационно-неоднородных материалов машиностроительного назначения

На правах рукописи

л Э

ШАЦОВ АЛЕКСАНДР АРОНОВИЧ

СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ КОНЦЕНТРАЩЮННО-НЕОДНОРОДНЫХ МАТЕРИАЛОВ МАШИНОСТРОИТЕЛЬНОГО НАЗНАЧЕНИЯ

05.16.06 - Порошковая металлургия и композиционные материалы

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Пермь 1998

Работа выполнена в НИИ проблем порошковой технологии и покрытий Республиканского инженерно-технического центра порошковой металлургии при Пермском государственном техническом университете.

Научный консультант - член-корреспондент РАН, д.т.н.,

профессор В.Н.Анциферов

Официальные оппоненты - член-корреспондент РАН, д.х.н.,

профессор В.Ф.Балакирев

- член-корреспондент РАЕН, д.ф.-м.н., профессор Л.В.Спивак

- д.т.н., с.н.с. A.B. Лвдаговский

Ведущая организация: ОАО "Пермская научно-производственная

приборостроительная компания"

Защта состоится 1993 г. в /О—часов на заседании

диссертационного совета Д 063 66 04 по присуждению ученой степени доктора технических наук при Пермском государственном техническом университете по адресу. 614600, г. Пермь, ГСП-45, Комсомольский проспект 29а, аудитория 423.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Пермского государственного технического университета.

Автореферат разослан " " 1998 г.

Ученый секретарь

диссертационного совета

доктор технических наук, профессор

A.A. ТашкиноЕ

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Общей тенденцией прогресса техники является ускоренное развитие отраслей, обеспечивающих повышение эксплуатационных характеристик и надежности, снижение материалоемкости, рост производительности труда и улучшение экологических показателей предприятий. Поэтому несмотря на падение металлургического производства передовые в техническом отношении страны неуклонно наращивают мощности порошковой металлургии (ПМ). Это выражается в стабильном увеличении номенклатуры и объемов отрасли, так основной потребитель деталей из порошковых материалов - автомобильная промышленность, ежегодно увеличивает свои запросы на 10-12 %. При всех успехах основную массу продукции ПМ составляют малонагруженные детали простой формы с относительно невысокими физико-механическими свойствами. Для внедрения ответственных средне- и тяжелонагрузкенных изделий необходима разработка нетрадиционных технологических процессов и новых материалов с повышенными характеристиками конструктивной прочности, важное практическое значение имеет прогнозирование параметров технологических процессов, построение картин разрушения при различных вида:«: взаимодействия. Достоверность разработок значительно возрастает с привлечением статистических моделей и критериев механики разрушения, что не означает отказ от ранее выработанных подходов.

Материалы диссертации являются результатом экспериментальных и теоретических работ, проводимых автором в Республиканском инженерно-техническом центре порошковой металлургии в 1980-90 го-дач в соответствии с Общесоюзной научно-технической прогрзшой 0.08.17 "Порошковая металлургия", утвержденной постановлением Государственного комитета СССР по науке и технике и Академии наук СССР от 10 ноября 1985 года (М 573/137); Республиканской (РСФСР) научно-технической программой "Разработать и внедрить технологические процессы порошковой металлургии, нанесения защитных и упрочняющих покрытий в отраслях народного хозяйства РСФСР на 1987-1990 годы", утвержденной постановлением Госплана РШСР от 10.04.87 г. № 45; Межвузовской инновационной научно-технической программа "Развитие инновационной деятельности б вуза;'? России" подпрограммы "Исследования в области порошковой технологии" на 1992-96 годы; Межвузовской инновационно-технической программы

"Трансферные технологии, комплексы и оборудование" на 1992-1994 годы; Межвузовской научно-технической программы "Поисковые и прикладные исследования высшей школы в приоритетных направлениях науки и техники" на 1996-97 годы; Межвузовской инновационной научно-технической программы "Развитие инновационной деятельности в вузах России" на 1992-94 год; Межотраслевой научно-технической проблемой "Создание высокопроизводительных процессов, оборудования и средств механизации для производства металлических порошков, волокон, порошков сплавов и тугоплавких соединений и на их основе новых материалов и изделий" (программа работ российских организаций в рамках единого плана работы HTA "Порошковач металлургия") на 1993-94 и 1995-1996 годы.

Цель работы. Работа посвящена поиску закономерностей, связывающих состав и структуру порошковых оталей с их конструктивной прочностью, выбору рациональных методов получения материалов о улучшенными эксплуатационными характеристиками, разработке кон-центрацданно-неоднородных материалов о метастабшшной структурой.

Для решения этой проблемы поставлены следующие задачи:

- разработать модели прогнозирования технологических режимов в зависимости от гранулометрического и химического состава композиций, особенностей структуры исходных компонентов и температур-но-временных параметров спекания;

- исследовать применимость критериев механики разрушения для концентрационно-неоднородных порошковых материалов, создать модель разрушения пористых сталей и провести ее экспериментальную проверку;

- определить зависимости, связывающие состав и степень концентрационной неоднородности со структурой и конструктивной прочностью легированных сталей, исследовать влияние термической обработки на трансформацию структуры и свойства низколегированных и инфильтрированных медью сталей;

- построить модели разрушения при фрикционном взаимодействии основных групп порошковых оталей в зависимости от вида контактирования поверхностей, установить закономерности изменения характеристик изнашивания пористых сталей;

- разработать высокопрочные трещиностойкие порошковые кон-центрационно-неоднородные метастабильные аустенитные стали (MAC), найти пути реализации трипэффекта при различных видах нагружения

и способах получения материалов.

Научная новизна полученных результатов заключается в следую

щем:

- создана и реализована методика прогноза распределения легирующих элементов в порошковых материалах, позволяющая численн< оценивать концентрационную неоднородность без привлечения натурных экспериментов, установлен закон распределения легирующих элементов;

- предложена и экспериментально подтверждена модель, объясняющая .механизм разрушения пористого тела, определены условия корректного проведения испытаний и установлены количественные закономерности, связывающие структуру и конструктивную прочность порошковых материалов, что позволяет предсказывать поведение пористых концентрзцшнно-неоднородных сталей при нагружении;

- изучено влияние состава на формирование структуры концент-рацконно-неоднородных порошковых сталей и разработана низколегированная стать, имеющая повышенную конструктивную прочность;

- установлены закономерности структурных превращений и изменения свойств при термообработке низколегированных и инфильтрированных медью сталей, эти закономерности являются основанием для выбора конкретных технологических режимов получения изделий с повышенной конструктивной прочностью;

- построены модели разрушения при фрикционном взаимодействии порошковых материалов со сталью для различию: видов кштактирова; ния поверхностей, изучено изменение химического состава и структуры активной войн, экспериментально доказан немонотонный характер изменения основных триботехнических характеристик в зависимости от пористости;

- созданы порошковые высокопрочные MAC с повышенной вязкостью разрушения, доказана возможность реализации трипэффекта в концеятрационно-неоднородных сталях, предложены модели на основе термодинамики и механики разрушения, интерпретирующие высокую конструктивную прочность данных материалов, разработаны инфильтрированные MAC и ферротики с метастабильной матрицей.

На защиту выносятся основные положения, вытекающие из теоретического и экспериментального исследования:

- возможность прогнозирования неоднородности распределения легирующих -элементов ло разработанной методике в зависимости от

состава композиций, температуры и продолжительности гомогенизации; :а; также Еыбора рационального режима спекания легированных сталей в широких интервалах варьирования состава;

- объяснение отсутствия строго монотонной зависимости вязкости разрушения от пористости по предложенной модели разрушения пористого тела и применимость для прогнозирования грещшостойкос-ти порошкового железа и сталей полученных уравнений;

.■;- - определение связи между трансформацией структуры и свойствами тёрмообрзботанных низколегированных и инфильтрированных медью сталей;

- построение моделей разрушения при фрикционном взаимодействии, достаточных для прогнозирования коэффициента трения и интенсивности изнашивания пористых материалов;

- разработка моделей разрушения гетерогенных трипстаяей, создание концентрационно-неоднородных MAC и материалов на их основе.- ■••:-■

Достоверность результатов основана на использовании современных технических средств и исследовательских методик, хорошим согласием результатов моделирования и эксперимента, подтверждении другими авторами некоторых ключевых положений диссертации.

Практическая значимость работы состоит в разработке подходов, позволяющих учесть влияние пористости и структурной неоднородности на эксплуатационные характеристики порошковых материалов. Это дало возможность организовать ряд участков порошковой металлургии на предприятиях текстильной и местной промышленности, существенно расширить номенклатуру деталей для функционирующих цехов ИМ,' создать новые технологии производства деталей для добы-ващкх'"й-перерабатывающих отраслей хозяйства РФ. Предложены новые классы материалов: концентрационно-неоднородные порошковые трипс-тали и ферротики о ыетастабильной матрицей. Внедрение изделий конструкционного и триботехнического назначения явилось составной частью работы "Разработка технологии и развитие промышленной базы порошковой металлургии железа в Уральском регионе", удостоенной Премии Правительства России ва 1995 год.

Личное участие автора. Все выносимые на защиту научные и практические результаты получены лично автором. Других исследователей привлекали на этапах постановки экспериментов, при обсуждении результатов и промышленном внедрении разработок.

— 7 - -ч - ■

Апробация работы. Основные положения диссертационной работ доложены и обсуждены на конференциях: Уральской регионально "Применение порошковых, композиционных материалов и покрытий машиностроении" в г.Перми /1982 г., 1985 г., 1987 г./; XI Всесо юзной научно-технической "Диффузионное соединение металлических ] неметаллических материалов" е г. Москве /1984 г./, XV. Всесоюзно! научно-технической в г.Киеве /1985 г./; Всесоюзной научно-технической "Применение порошковой металлургии для изготовления деталей и инструмента" в г.Ереване /1986 г./; Региональной "Термическая обработка порошковых сталей" в г.Кургане /1987 г./; молодых ученых и специалистов "Физическое материаловедение и физико-химические основы создания новых материалов" в г.Львове /1989 г./; Региональной и Межреспубликанских научно-технических "Свойства порошковых и композиционных материалов и покрытий, технология их получения с применением импульсных нагрузок и обработки давлением" в г.Волгограде /1988 г., 1989 г., 1992 г./; Всесоюзной научно-технической в г.Киеве /1990 г./, Всероссийской научно-практической " Новые высокие технологии и проблемы реконструирования и приватизации предприятий" в г.Екатеринбурге /1995 г./; XXVII научно-технической по результатам научно-исследовательских работ, выполненных в 1988-90 г.г. в г.Перми /1991 г./; научно-технической "Материалы и конструкции в машиностроении, , строительстве и. сельском хозяйстве" в г.Вологде /1996 г./; Международной "Новые технологии получения слоистых и порошковых,материалов, композиционных покрытий" в г.Сочи /1993 г./; 1 Международная, конференция "Энергодиагнистика" в г.Москве /1995 г./; на 2 Собрании Металловедов России в г.Пенза /1994 г./; EURO FM - 97 "Proceeding of the 1997 European Conférence on Advances in Structural FM Component Production", в г.Мюнхене, Германия /1997 г./. Международной."Новейшие процессы и материалы в порошковой металлургии" ПМ - 97 в г. Киеве /1997/.

По теме диссертации опубликовано свыше 100 печатных работ, в том числе более 20 изобретений и монография.

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, 8 глав, выводов, списка литературы и приложений, изложена на 409 страницах машинописного текста, включая 80 таблиц, 67 рисунков и библиографию в количестве 272 наименований.

Автор выражает глубокую признательность д.т.н., профессору, член-корр. РАН Анциферову В.Н. ва внимание к работе и поддержку исследований.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснованы актуальность и достоверность, сформулированы цель, практическая ценность,.научная новизна и основные научные положения, выносимые на защиту. . .

В первой главе показана необходимость наряду с традиционными механическими свойствами порошковых конструкционных материалов определять трещиностойкость Кю. Сопоставлены результаты отечественных и зарубежных исследователей, изучавших влияние плотности сталей, состава, композиций, температуры проведения испытаний, размера зерна, концентрационной неоднородности, атмосферы спекания и других факторов на механические свойства и трещиностой-ксють. Представлен ряд изысканий, связывающих механические свойства и К1с с характеристиками структуры пористых материалов. Обсуждены основные закономерности разрушения при контактном взаимодействии, Рассмотрены современные технологические приемы и получаемые с их помощью материалы.

Во второй главе приведены основные методики исследования и эксперимента. Наряду с традиционными методиками определения плотности, пористости (П), механических и специальных свойств, химического состава, металлографического, микродюромегрического, рентгенографического анализа, растровой и просвечивающей электронной микроскопии использованы оригинальные: трещиностойкости с учетом особенностей порошковых материалов, статистический метод выявления распределения легирующих элементов, в том числе в зоне разрушения и на контактных поверхностях, при помощи микроренгге-носпектрального анализатора.

Третья глава посвящена изучению разрушения пористого железа и сталей, разработке методик корректного определения и прогнозирования трещиностойкости. На основе анализа литературных данных были выбраны размеры образцов, способы нанесения трещины и схема нзгружения. Испытания по методу трехточечного изгиба образцов с

- У -

трещиной более чем 30 марок сталей и порошкового железа порис тостью от 4 до 25 Z доказали инвариантность определяемой величин по отношению к широкому диапазону изменения толщины и других га баритов при выполнении принятых размерных соотношений, это дал возможность идентифицировать ее в качестве трещиностойкости Kic.

Влияние пористости и атмосферы спекания на трещиностойкосг изучали на образцах из технического и особо чистого карбонильноп железа. Было выявлено, что более существенным фактором, чем пористость в порошковых материалах является доля межчастичного разрушения, Вязкость разрушения образцов пористостью более 10 % ш железа исследованных технических марок практически совпадает с известными литературными данными.

Структура спеченного порошкового железа представляет собой материал, содержащий поры различной величины. Понижение пористости и улучшение восстановительной способности атмосферы спекания (П > 10 %) сопровождалось изменением характера разрушения от межчастичного к транскристаллитному вязкому ямочному. Поэтому монотонное повышение Kic связано с уменьшением доли интеркристаллит-ного разрушения в связи с усилением межчастичных металлических связей. Для образцов железа этой марки установлена корреляция между Kic и механическими свойствами. В зависимости от атмосферы спекания изменяется соотношение между штеркриоталлитной и внут-ризеренной составляющими излома. Так, после спекания по режиму 1200 °С, 4 часа в слабо восстановительной атмосфере при пористости 10% Kic = 10-11 МН/м3/2, разрушение интеркристаллитное, а после того же режима спекания в восстановительной атмосфере образцы равной пористости иэ железа той же марки имели Kic=20-21 МН/м3/2 - излом вязкий ямочный, транскристаллигный. Другие механические свойства возрастали менее значительно: бЕ - о 180 до 320 МПа, бо.2 - СО 100 до 140 МПа и 5 - с 10 до 16 %.

Уровень вязкости разрушения образцов из железа марки ОСТ 6-2 более высокий и имеет немонотонный участок при П от 3 до 7 Z. Разрушение образцов из железа марки 6-2 при всех значениях пористости носит внутризеренный характер. Детальное изучение фрактог-рамм позволило установить, что максимальная доля скола на поверхности излома была у образцов пористостью 3,5 - 4 %. Это соответствует точке перегиба зависимости вязкости разрушения от пористости. Как понижение, так и повышение пористости приводило к росту

доли ямочной составляющей на поверхности разрушения, и при П = 6 % участков разрушения сколом не наблюдали.

>:. . Для интерпретации полученных результатов сделаны следующие допущения: трещина при прохождении между одинаковыми, равномерно распределенными порами затупляется, и фронт ее изгибается, энергетические затраты, связанные с изгибом трещины, много меньше суммарной энергии, . ..необходимой для разрушения материала. Указанные допущения позволили получить выражение:

К1С = К1°(А,Е,7)"+ Г СЕ,К1°,У,Т,Ю, (1)

где А - удельная работа равномерной деформации; Е и V - модуль Юнга и коэффициент Пуассона; Т - натяжение фронта трещины; й - половина расстояния между порами; К10 - член, учитывающий вклад всех-механизмов в торможение трещины за исключением затупления и последующего изгиба ее фронта.

Расчетные значения вязкости разрушения совпали с экспериментальными данными с точностью 3 - 5 X, а определенное методом наименьших квадратов натяжение фронта трещины Т = З'Ю"4 Н хорошо коррелирует с натяжением Т = (2,5 - 25)•10~4 Н для центральной точки эксперимента, взяты/ по данным литературных источников.

Четвертая глава посвящена изучению гомогенизации порошковых материалов, исследованию связи концентрационной однородности и механических свойств, разработке методики выбора параметров спекания.

В качестве меры концентрационной неоднородности использована величина относительной флуктуации концентрации: коэффициент вариации концентрации V, равный отношению корня квадратного из 'дисперсии концентрации к ее среднему значению, который вычисляли по результатам измерений микрорентгеноспектральным методом концентраций легирующих элементов.

Для определения возможности прогнозирования концентрационной неоднородности., в широких интервалах содержания легирующих элементов использовано уравнение гомогенизации, которое для 3-го компонента в системе с неограниченной растворимостью при температурах формирования структуры имеет вид:

где Vj и Cj - коэффициент вариации и средняя концентрация j-го компонента, t и Т - время и температура спекания, R - газовая постоянная, г$ - масштаб неоднородности j-ro элемента, Q, -эффективная энергия активации взаимной диффузии в системе j-й элемент-матрица, ctj и 3j - коэффициенты.

Величина а определяется главным образом неоднородностью распределения частиц легирующего элемента в объеме материала и в меньшей степени распределением их по размерам и форме. Коэффициент В зависит от размера частиц порошка и предэгеспсненциального множителя D0 в температурной зависимости коэффициента диффузии.

Для статистического описания диффузионной гомогенизации порошковой системы необходима найти функцию платности вероятности (ФПВ) совместного распределения легирующих элементов. В начальный момент спекания эти ШВ имеют два острых максимума вблизи с=1 и с-0, по мере спекания максимумы уширяются и смещаются в направлении точки с=сСр, где сс» - средняя концентрация элемента. Гистограммы распределения элементов, как показал опыт, тлеют правую ас-симетрию, что позволило допустить их легнормальность. Чтобы подтвердить эту гипотезу экспериментально наследовали 180 распределений концентрации никеля, хрома и молибдена. Предположение о лог-нормальности распределений проверяли по критерию n-w2.

Для уровня значимости Р от 0,001 до 0,5, т.е. вероятности, о которой гипотеза может быть отвергнута, определяли критические значения n-w2. Затем по экспериментальным данным находили s -действительное количество распределен™, не согласующихся с логарифмически нормальным при данном уровне значимости, по мере увеличения температуры и продолжительности спекания закон распределения все более приближается к логарифмически нормальном1/.

Зависимость неоднородности распределения легирующих элемен-

тов от варьируемых факторов находили следующим образом:

а) для каждого химического состава определяли коэффициенты уравнения (2);

б) методом регрессионного анализа вычисляли зависимость ос, ß и Q от средней концентрации никеля, хрома и молибдена;

в) итоговое уравнение получали подстановкой в (2) регрессионных уравнений для и, ß и Q.

Адекватность модели для системы Fe-Cr-Ni-Mo контролировали по критерию Фишера, а ранжировку и значимость коэффициентов - по минимальной, величине остаточной дисперсии.

Обоснованность примененного способа исследования подтверждена расположением максимума энергии активации диффузии никеля и хрома в области, содержащей примерно 10 X никеля и около 20 % хрома, что соответствует составу известной жаростойкой аустенит-ной стали Х18Н9. Вычисленные показатели энергии активации согласуются с литературными данными, полученными на диффузионных парах.

Установлены общие для системы Fe-Cr-Ni-Mo тенденции роста механических свойсте и вязкости разрушения при понижении концентрационной неоднородности. На основе данных для компактных материалов дана интерпретация отклонениям, которые связаны с ростом количества аустенита в процессе гомогенизации. Применение модели гомогенизации позволило связать размеры частиц исходных порошков и параметры технологических процессов при изготовлении порошковых сталей и Fe-Cr-Ni-Mo злинварных сплавов.

В пятой главе представлены исследования по инфильтрированным медью и низколегированным сталям. Изучение структуры и фрактография образцов из порошкового железа и сталей позволили установить, что на ранних стадиях спекания основной прирост механических свойств обусловлен увеличением доли внутризеренного разрушения, а так как формирование межчастичных контактов контролируют диффузионные процессы, то между неоднородностью распределения легирующих элементов и конструктивной прочностью возникает корреляция.

По предложенной выше модели найдены регрессионные выражения концентрационной зависимости коэффициентов уравнения гомогенизации, подстановка которых в (2) позволила вычислять приемлемые режимы спекания сталей.

Для ряда низколегированных хромникельмолибденовых порошковых сталей феррито-перлитного класса пористостью от 10 до 2? % после

относительно продолжительных режимов спекания (1200 °С, 4ч) п кагано подчинение прочностных свойств правилу аддитивности с уч том пористости материала и упрочнения легирующими элементами.

При внутризеренном разрушении повышение гомогенности низк легированных сталей приводило к росту их прочности за счет упро нения феррита растворяющимися в нем легирующими элементами увеличения количества более прочных структурных составляющих.

Функция Kiс = Г(П) в интервале 10-27 % П имела одинаков} тенденции независимо от марки порошка железа и атмосферы спек; ния. Это позволило использовать выражение (1) в преобразование виде для описания разрушения низколегированных сталей пористоси более 10 Вычисленный в результате аппроксимации экспериме* тальных данных этим выражением коэффициент совпадал с ане

логично установленным для компактных материалов с точностью р 10

Оптимизацию состава проводили методом двупараметрйческог квазикрутого восхождения. В качестве параметров оптимизации еы6 раны предел прочности и трещиностойкость. При построении'регрес сионных зависимостей состав-свойства применяли стандартные ста тистические приемы. Адекватность выражений оценивали по критери Фишера, количество коэффициентов и их ранжировку-по величине остаточной дисперсии. Разработанная низколегированная сталь (однократное прессование и спекание смеси на основе порошка железа ; группы по химическому составу) ПК50ХЗНМ (П = 14-15 Ж) при минимальном содержании никеля и молибдена имела Кю = 47 МПа'м1/г i бв = 830 Mía. Оптимальному составу соответствовал минимальные уровень неоднородности распределения легирующих элементов.

Термическую обработку образцов из стали ПК50ХЗНМ проводили по двум схемам: закалка в масло или охлаждение в токе защитного газа. В обоих случаях окончательная термическая обработка - отпуск.

При исследовании влияния отпуска на свойства закаленной стали установлена немонотонная зависимость вязкости разрушения от температуры. Такой результат, по аналогии с традиционными низколегированными сталями, объясняется наличием в структуре двух фаз, сильно отличающихся по сопротивлению деформации (бейнит и структуры перлитного типа при отпуске закаленной стали на 550 °С), что резко снижает сопротивление разрушению, с чем и связана немоно-

тонная зависимость Kic = f(To-rn). Несколько повышает механические свойства и образование бейнитно-мартенситной структуры. Как и у компактных сталей, наибольшие значения Kjc имели образцы со структурой перлитного типа.

Справочная литература рекомендует для закаленных порошковых сталей близкого химического состава температуру отпуска 400 °С, что совпадает, с полученными нами данными по механическим свойствам и Kiс закаленных и отпущенных сталей, однако, более высокий уровень свойств достигли при охлаждении образцов в контейнере в атмосфере защитного газа и последующем отпуске. В этом случае температура отпуска повышается и приближается к режимам отпуска компактных конструкционных сталей близкого химического состава.

Хорошее согласие между расчетными и экспериментальными значениями Kiс позволяет применять ранее полученное выражение (1) для оценки трещиноотойкости термообработанных сталей.

При инфильтрации хромникельмолибденовых сталей медью наилучший комплекс свойств имела также наиболее однородная сталь ПК50ХЗНМ (Kic = 70 МПа-м1/г; 6В = 1050 МПа) , однако при содержании 0,5 % молибдена,- 3-5 Z хрома и 0,7-1 % никеля характеристики инфильтрированных материалов изменяются незначительно. Наблюдаемое резкое повышение пластичности и снижение прочности в интервале температур отпуска 500-550 °С можно объяснить исходя из предположения, основанного на том, что причиной упрочнения является выделение некогерентных частиц богатой медью фазы. Их размер составляет около 14 нм. Действуя как препятствия, частицы вызывают искривления линий дислокаций, чем и вызвано добавочное напряжение, повышающее прочностные характеристики материала (500 °С).

Основной вклад инфильтрата в увеличение вязкости разрушения композиционного материала по сравнению со сталью связан с уменьшением концентрации напряжений за счет заполнения пор, а рост трещиностойкости при отпуске на 50О °С обусловлен дисперсионным твердением.

Полученные в данной главе результаты дают основание полагать идентичность механизмов взаимодействия дислокаций и трещины с включениями, а знание причин роста прочностных свойств и трещиностойкости позволило-моделировать разрушение композиционного материала сталь-мчдь.• -

В шестой главе исследовали разрушение при трении модельного

материала - порошкового железа марки ОСЧ 6-2 и порошковых стале: Установленные ранее особенности структуры пористого железа позв! лили ограничиться более простыми функциональными связями, оста] ляя приемлемую точность определения триботехнических характерш тик.

При скольжении без смазки коэффициент трения f имел ярко В1 раненную немонотонную зависимость с максимумом около П = 4 %, эч совпадает с минимумом зависимости Кю(П). Для интерпретации ре зультатов использовали теорию трения Крагельского с учетом спецу фики пористых материалов. Для каждого значения пористости вычис ляли деформационную составляющую силы трения :Гд, предполагая вы полнение условий пластического ненасыщенного контакта, и молеку лярную Ги, предполагая отсутствие контакта в местах расположени пор на поверхности трения. Фрикционные характеристики X и 3 опре деляли для каждой Л, изменяя только контурное давление Рс, а за тем методом наименьших квадратов нашли выражения для в и X от П Коэффициент трения вычислили как сумму молекулярной и деформационной составляющих.

Увеличенный размер пор при П 4Х соответствует наибольшему значению Г, что указывает на связь между процессами торможенш движения дислокаций и трещин. Независимо от того, по какому механизму дислокация преодолевает препятствие, необходимая для этогс сила всегда обратно пропорциональна Я. Рост размера пор и расстояния между ними !? облегчает деформацию в активной зоне, а это в свою очередь приводит к увеличению доли пластически деформируемых контактов и росту коэффициента трения. Переход от упругого к пластическому контакту приводит как к усилению зависимости £д от Рс, в случае упругого контакта - Гд ~ Ре0'2, в случае пластического - Гд - Рс0'25, так и к увеличению Гм. Для упругого контакта жестких шероховатостей с плоскостью (Гм - С) - Рс-0'2, для пластического - (Тм - в) -V НВ-1. Поэтому наиболее вероятной причиной локального экстремума зависимости коэффициента трения от пористости является увеличенный размер пор при П ъ 4%. Косвенным подтверждением этого предположения является уменьшение различия между наибольшим и средним значением Г по мере повышения контурного давления, т.е. при увеличении доли пластического контакта.

Затем был доказан усталостный характер износа и на основании предположений о локализации разрушения в малом объеме V, разруше-

ше которого (отделение частиц) наступает тогда, когда концентрация напряжений достигнет критической величины К1С, получена рас-штная формула для вычисления интенсивности изнашивания. Зависимость, связывающую размах коэффициента интенсивности напряжений \К со скоростью распространения трещины сП/сШ, находили из формулы 1арриса.

Разрушение деформируемого объема наступает тогда, когда ДК достигнет величины К1С, чему соответствует критический размер дефекта 1 и значение N = пкр. Решая совместно основное уравнение взноса и формулу Парриса, предварительно установив связь между и 1 для пластического ненасыщенного контакта,получили:

0.01Б6-

^ НВ / Ч / 1- 0,75 -I

1ь = ■ ¡л.)П'п/г) ' сз)

2 > ^ (1-2ц)НВ )

где К1с - трещиностойкость, д - коэффициент Пуассона, Рс -контурное давление, НВ - твердость, (1 - диаметр пор, А и п - коэффициенты из уравнения Парриса.

Аппроксимацией экспериментальных данных выражением (3) определены значения А = 1,38-Ю-7, п = 2,11. функция ЦП) немонотонна во воем исследованном интервале варьирования Рс. Хорошее согласие значений коэффициентов А и п с литературными данными и удовлетворительная аппроксимация экспериментальных результатов подтверждают верность подхода, принятого для исследования изнашивания пористого железа.

Трение с ограниченной подачей смазки обеспечивает при тех же нагрузках упругий контакт поверхностей и очень небольшую сдвиговую прочность фрикционной связи. Поверхность пористого железа насыщается углеродом. В районе пористости 8-10 % (для особо чистого карбонильного железа) наблюдается переход от проницаемой пористой структуры к непроницаемой, что закономерно сказывается на изменение коэффициента трения и интенсивности изнашивания.

Как и без смазки, при граничном трении функции Г(П) и 1(П) немонотонны. С достаточной для инженерных расчетов точностью интенсивность изнашивания при граничном трении может быть вычислена

по предложенным в настоящей главе выражениям, предполагающим упругое контактирование поверхностей и инициирование разрушения порами. Роль пор, как резервуаров смазки, особенно велика для проницаемой пористой структуры. В этом случае положительное влияние пор гораздо важнее, чем их роль в инициировании разрушения.

а-Рст1(ш/г-1)

1Ь = . (с.кас/Рс^) (2-т) • (4)

По сравнением со скольжением всухую при тех же значениях пористости и нагрузки величина коэффициента трения со смазкой уменьшается в несколько раз. Если без смазки Г уменьшается с увеличением нагрузки, то при трении со смазкой с ростом нагрузки коэффициент трения увеличивается.

Наличие смазочной пленки резко уменьшает сдвиговую прочность фрикционной связи т0, а следовательно, и вклад молекулярной составляющей. Деформационная составляищая коэффициента трения пропорциональна контурному давлению с малы),! показателем степени, именно такую слабую зависимость £ от Рс главным образом и наблюдали экспериментально. Особенности были лишь при П = 8,6 %, когда возможен переход от открытой пористости к закрытой, и при П = 4%, когда обнаружен локальный экстремум размера пор. Пористая структура влияет на деформацию поверхности в активной зоне, поэтому наибольшее значение коэффициента трения связано с экстремальным размером пор. Низкие значения коэффициента трения у образцов с высокой пористостью, по-видимому, можно объяснить тем, что в условиях настоящего эксперимента при П > 10 % вся пористость является открытой, что облегчает циркуляцию масла и теплоотвод с поверхностей трения. Относительно низкая температура поверхности затрудняет деформацию и способствует понижению Г.

Изучение трения равличных классов порошковых сталей показало возможность интерпретации данных эксперт,шнтов на основе традиционных моделей с учетом особенностей структуры. Переход от трения без смазки к граничному наблюдается у порошковых сталей, пропитанных маслом, при пористости 15-20 X. Интенсивность изнашивания с достаточной для практических целей точностью можно прогнозировать независимо от состава материла на основе моделей, предполага-

гающкх упругий контакт поверхностей, если пористость была не ниже 14-15 и пластический ненасыщенный при повышенной плотности.

Наибольшая микротвердость у всех обсуждаемых сталей наблюдается в областях, соприкасающихся с зоной трения. Однако, интервалы изменения микротвердости НУо, 05 в зависимости от глубины слоя различные. При пористости 20 %. (ПА-ЖРр) изменения Н\'о, 05 составляют всего 200-250 единиц, в то Бремя как у стали того же класса, но пористостью 12 % (ПА-ЖГрД), микротвердость на поверхности выше средних значений примерно на 1000 НУо, 05- Сталь ПЛ-аГрО.БХЗНМ (П = 14-15 %) занимает промежуточное положение. Это доказывает, что основной вклад в упрочнение поверхности достигается за счет закалки поверхностных слоев. Увеличение содержания масла в порах облегчает теплоотвод с поверхности и поэтому при одинаковом контурном давлении микротвердость отличается столь существенно. Совершенно аналогичная ситуация наблюдается и при пропитке медью. Благодаря ее высокой теплопроводности изменение микротвердости поверхности относительно невелико. Близкая по пористости стагь ПА-ЖРрО,5Н12 + 5 % Т1С упрочняется значительно сильнее (на уровне ПА-ЖГрД), это связано, по-нашему мнению, как с низкой теплопроводностью материала, так и с высоким содержанием никеля, обеспечивающим большую долю мартенситного превращения.

Практически во всех случаях неоднородность распределения легирующих элементов на поверхности трения ниже, чем в удаленных от нее областях. Это доказывает интенсивную диффузионную гомогенизацию зоны контакта.

Ограниченная подача смазки принципиальным образом по сравнению с трением всухую изменяет характер контактирования поверхностей, что проявляется как е резком снижении коэффициента трения £ (в некоторых случаях на порядок), так и в перемене его функциональной связи с контурным давлением Рс. Основной вклад в значение Г вносит деформационная составляющая, пропорциональная коэффициенту гистерезионых потерь и в конечном счете определяющая Г при высоких нагрузках.

Высокое значение деформационной составляющей ¡Ед у ПА-ЖГрО,5Н12+5 X ПС можно объяснить только специфическим влиянием никеля, облегчающим пластическое деформирование, а следовательно, повышающим коэффициент трения, поскольку специальные карбиды благоприятно влияют на фрикционный контакт.

Пористость в исследованных интервалах довольно значитель» влияла на коэффициент трения, особенно в тех случаях, когда циркуляция масла в лоровых каналах была затруднена (П < 12-15 Ж), ] наоборот, наименьшие изменения Г с ростом Рс и его минимальны! значения в областях среднего и низкого контурного давления были д сталей, пористостью 14 и 20 %.. Пропитка медью и в случае граничного трения способствует понижению коэффициента трения. При невысоких нагрузках (0,2 МПа) пористость и состав стали в меньше! степени влияю? на Г, поскольку уменьшается вероятность повреждения масляной пленки.

Насыщение поверхности углеродом при трении с ограниченно* подачей смазки наиболее отчетливо проявилось в структуре низколегированных сталей ПА-ЖГрО, 5ХЗНМ и ДА-ЖГрД. Поскольку структуре стали в основном феррито - перлитная, то появление окаймляющих зерна перлита цементитных прожилок, не совпадающих по направлении: с дорожками скольжения, свидетельствовало о насыщении поверхности углеродом. Цементация была обнаружена и при граничном трении порошкового железа, однако, в том случае применяли более интенсивную подачу смазки за счёт погружения конгртела в масло. Другим подтверждением возможности цементации при граничном трении является отсутствие ферритных областей, характерных для порошковой стали ПА-ЖГр1ДЗ с аномальной структурой, в зонах, примыкающих к контактной поверхности.

Наряду со структурными трансформациями контактной поверхности порошковых концентрационно-неоднородных сталей изменяется1 её химический состав и концентрационная неоднородность распределения легирующих элементов.

Нам представляется верным следующий подход. Физико-механические свойства поверхностей трения обеспечивают вид контакта. В зависимости от вида контактирования происходит накапливание усталостных повреждений в широкой области, не подвергающейся изменениям фазового и химического состава (за исключением специальных случаев). Характеристики механических свойств подповерхностного слоя пренебрежительно мало отличаются от аналогичных характеристик удалённых от поверхности областей при их нагружении. Этим, по-видимому, и объясняются.успехи в прогнозировании износостойкости по результатам традиционных испытаний материалов. Для расчёта интенсивности изнашивания применяли ранее полученные выраже-

кия, использующие показатели структуры и .физико-механических

.^^.„Л—гт,^ -Пч« Г- ~ -И - ТТЛ -|1ГТ1 — -1 ТТЛ ТГ^ ТТ Л_Ч.-т—"» СЛЛПТП I —- -

и-вииОтВ. (Цли (лалеа 11к-Д1рх , Хт-яи. и ин-лц^^лопм лучше«

сходимость расчетных и экспериментальных значений получена в предположении, упругого ненасыщенного контакта, б тех же случаях, когда пористость менее 5 достаточную для инженерных расчетов точность дают и известные методики.

В седьмой главе были предложены модели формирования структуры и разрушения штастабильшх зустенитных сталей, разработаны концентрационно-неоднородные трипстали.

При прогнозировании кинетики распада переохлажденного аусте-нита концектрационно-неоднородных порошковых сталей действовали в следующей последовательности: разделили влияние пористости и концентрационной неоднородности; установили, что пористую структуру необходимо и достаточно характеризовать удельной поверхностью и дисперсностью пор; вклад концентрационной неоднородности дает возможность учитывать гистограмма распределения легирующего элемента, а по соотношению термодинамических импульсов (с учетом концентрационной неоднородности) вычисляли длительность инкубационного периода. Проверка модели распада осуществлена для средне-углеродистых сталей с содержанием никеля 4-51 и = 0,2-0,4.

Затем была построена модель гомогенизации инфильтрированных медью сталей, установлены условий получения метастабильного зус-тенита применительно к данному классу материалов, выбраны приемлемые режимы спекания к термообработки.

Рост абразиБоотойкости и трещиностоикостк трипсталей рассматривали как явления, связанные с одним и тем же процессом -распадом метастабильного аустенита, инициируемым деформацией материала перед фронтом трещины.

Полагали, что дополнительная энергия, расходуемая на разрушение материала с метастабилышм аустенигом - это энергия, необходимая для обеспечения г - с превращения в поверхностном слое.

Если образование поверхности рззрыва в одном случае происходит без превращений (сИЧ), а в другом - с фазовыми превращениями (¿Гг), то разница с1Р = ёГг - ¿14 характеризует энергию, затраченную на г - й превращение объема с!У в слое толщиной Ь при образовании поверхности разрыва

„ ' т.' . - Е у . . /'« _ / г +> и г-ч

|р= V гчеа К'1С1 ,'и V / ' V. 1 'Пср'Ь,)

где Wnp - удельная энергия фазового превращения, dV = hds - объ< материала, испытывающего превращения, f - объемная доля обраг< вавшегося мартенсита в зоне разрушения или трения.

Энергетические затраты ка трение, сопровождающееся г -превращением, возрастают на величину Wnp-f, и соответственно пс кижается интенсивность изнашивания.

Интенсивность абразивного изнашивания порошковых инфильтр* рованных сталей с мэтастзбильным аустенитом (0,5-1 %, Ni, 2-1 Сг) сравнима по величине с интенсивностью изнашивания специально термообработанной инструментальной стали Х12Ф и на два порядк лучше, чем у близких по цене и областям применения деталей из се poro чугуна, модифицированного бором и церием. Сталь ПА-ЖГр1,5Х2 имеет удовлетворительную абразивостойкость и в спеченном состоя нии - 2,5 - 5 мг/мин, после закалки 2-2,5 мг/мия.

Конструкционные среднеуглеродистые трипстали содержали 4 13 % легирующих добавок. Зависимость механических свойств от имела ярко выраженный немонотонный характер. При оптимальной не однородности любой исследованный вид нагружения: растяжение, изгиб,. удар или вдавливание приводили к распаду аустенита, та вдавливание индентора сопровождалось образованием мартенсита деформации в области, значительно превосходящей отпечаток. Вместе « тем длительное вылеживание, более двух лет, не приводило к изменению фагового состава после завершения этапа стабилизации. Предел прочности материалов составлял от 1400 до 2000 МПа, трещинос-тойкость от 70 до более чем 100 при этом твердость дос-

тигала 4S НЕС.

Исследования зоны разрушения позволили установить, что оне отличается от других областей как структурным, тач и химически«, составом. Для чего на одник и тех же образцах были измерены мкк-рорентгеноспектральным методом концентрации никеля и построены гистограммы распределения до разрушения и на поверхности разрушения. Концентрация никеля а зоне разрушения оказалась ниже, чем в других местах. Это означает, что на трипзффект влияет не только изменение внутренней энергии, но и энтропии. Для сохранения корректности сопоставления величин микрсрентгенаспектральные измерения в воне разрушения были выполнены на образцах ранее испытанных на трещиностойкость. Далее полагали, что фазовый переход при саз-

ушении и является причиной перераспределения элементов. Ускорена массопереноса при деформации,в том числе и вследствие аусте-итно - мартенситного превращения, отмечали ранее и другие авторы.

Изменение термодинамического потенциала Д2 оценивали, исходя ;з предположения, что основные факторы на него влияющие - АН и е.

Щ. = ЛН - ТйБ , (6)

'де йН и Д5 - изменение энтальпии (с учетом фазового перехода) и ¡нтропии системы при температуре Т(К).

Значения дополнительной энергии, расходуемой на разрушение образцов с метастабильным аустепитоы, 8Г и отличались для каждого из материалов не более, чем на 25 Такое совпадение следу-зт признать удовлетворительным, учитывая погрешности определения экспериментальных величин. В свою очередь это означает, что в об-зувдаемых материалах приращение работы внешних сил, за счет трип-эффекта, обусловлено изменением термодинамического потенциала зоны разрушения.

• Заключительным этапом создания концентрационно-неоднородных материалов с мегастабильной структурой стала разработка ферроти-ков на основе порошковых трипсталей. Стали со структурой метаста-бильного аустенита, упрочненные карбидом титана, сочетали высокую конструктивную прочность и износостойкость как при абразивном так и при усталостном изнашивании (на 1-2 порядка выше инструментальных высокохромистых), а их механические свойства находятся на уровне литых низколегированных сталей, если содержание Т1С в пределах 10 мас.Х. Метаотабшшное состояние матрицы благоприятно влияет на связь между ней и частицами упрочняющей фазы. Сопротивление разрушению поверхности при абразивном изнашивании обсуждаемых материалов возрастает в тех случаях, когда малое расстояние между включениями дисперсной фазы исключает проникновение основной массы частиц абразива в стальную связку.

Восьмая глава посвящена практическому использованию полученных результатов.

Методика прогнозирования концентрационной неоднородности позволила создать порошковые прецизионные сплавы с малым температурным коэффициентом модуля упругости (элинвары), испытания пока-

зали, что по основным эксплуатационным параметрам порошковые элинвары не уступали традиционным, а по стабильности свойств существенно их превосходили.

Новые технологические процессы и материалы конструкционного и триботехнического назначения созданы на основе результатов, представленных в 5 и В главах. Были организованы 4 рентабельных участка порошковой металлургии с объемом выпуска изделий 3-5 тонн в год.

Грипстали успешно испытаны в качестве броневых элементов защитных сооружений и внедрены для деталей типа "сухарь" нефтедобывающего оборудования. Массовое производство изделий из концентра-ционно-неоднородных тршсталей в настоящее время освоено на опытно-промышленном участке РИТЦ ПМ.

Карбидостали с метаотабильной матрицей прошли испытания в качестве деталей добывающих отраслей промышленности и показали высокую работоспособность в тех случаях, когда требовалось сочетание высокой конструктивной прочности и износостойкости.

ВЫВОДЫ.

1. Предложена методика прогнозирования концентрационной неоднородности и показана применимость уравнения гомогенизации для вычисления коэффициентов вариации концентрации в широких интервалах варьирования содержания компонентов для различных классов сталей.

2. Определены возможности использования предложенных, уравнений для прогнозирования концентрационной неоднородности материалов из порошков различного гранулометрического состава, найдены функциональные зависимости, связывающие гомогенизацию системы же-лезо-хром-никёль-молибден, легированных и инфильтрированных медью сталей с концентрацией элементов и параметрами технологических процессов. Для всех исследозанных классов материалов установлен асимптотически логарифмический нормальный закон распределения концентраций легирующих элементов и показана возможность выбора конкретных технологических режимов изготовления деталей.

3. Выявлены условия корректного определения трещиностойкости порошковых материалов на основе железа в интервалах изменения пористости от 3 до 25 % и выбран рациональный метод проведения ис-

ланий. Подтверждена немонотонная зависимость вязкости разруше-1Я от пористости, показано,, что ее вид является результатом взаи-здейстЕИя трещины с системой пор, при этом максимальная доля дала на поверхности излома совпадает с особой точкой функции 1С(П).

4. Предложена модель, объясняющая отклонение от строго моно-знного уменьшения вязкости разрушения при возрастании пористости атяжением фронта трещины и позволяющая прогнозировать вязкость азрушения порошковых материалов. Модель разрушения пористого те-а в преобразованном виде позволяет вычислять трещиностойкость сследованных материалов. Показан аддитивный вклад перлита и фер-ита в предел прочности относительно гомогенных порошковых сталей ористостью 10 - 2? 1.

5. На основе метода двупараметрического квазикрутого восхож-ения разработана порошковая сталь с повышенными механическими войствами: предел прочности 830 МПа, относительное удлинение 2,9 , вязкость разрушения 47 МПа-м1/2. Построена адекватная регрес-ионная модель, связывающая характеристики конструктивной проч-ости и содержание элементов в стзли. Установлена немонотонная ависимость трещиностойкости от температуры отпуска стали опти-ального состава, которая обусловлена увеличением энергетических атрат на распространение трещины через структуры бейнитно-мар-енситного типа. Более высокий комплекс механических свойств пос-.е относительно мягких режимов термообработки (скорость охлажде-;ия 40-50 град/мин.) связан с уменьшением концентрации напряжений [а микроскопических дефектах, что понижает вероятность образова-[ия трещин.

5. Предложены модели, позволяющие оценивать прочность и тре-даностойкооть псевдосплавов сталь-медь. Показано, что основные фичины повышенной конструктивной прочности состоят в уменьшении концентрации напряжений при заполнении инфильтратом пор и дисперсионном твердении композиционного материала.

7. Изучение разрушения при фрикционном контакте порошкового келеза и стали позволило выявить основные закономерности процессов. При трении без смазки коэффициент трения f и интенсивность «энашивания I немонотонно изменяются при повышении пористости. 1ричина немонотонной зависимости f(П) в изменении размеров пор и расстояния между ними, что определяет деформацию в активной зоне.

В зависимости от доли упруго и пластически деформированных ка тактов устанавливается вид контактирования поверхностей, а с главным образом и влияет, конечно наряду с физика-механически», характеристиками материала, на величину коэффициента трения. Раг рушение поверхности порошкового железа до нагрузок в несколы* МПа носит усталостный характер. Симбатность функций 1(П) и Предопределяется локализацией разрушения контактной поверхности в ма лом объеме, при этом отделение частицы износа наступает только п достижении критической величины концентрации напряжений.

в. Трение с ограниченной подачей смазки обеспечивает пр нагрузках до 3 МПа упругий контакт поверхностей и очень' небольшу. сдвиговую прочность фрикционной связи. Поверхность пористого же леза насьпцзется углеродом. В районе пористости 8-10 % (для карбонильного особо чистого железа) наблюдается переход от проницаемо] пористой структуры к непроницаемой, что закономерно оказываете' на изменение коэффициентов. .. трения и интенсивности изнашивания, как и без смазки при граничном трении функции I"1 (П) и I (П) немонотонны. С достаточной для инженерных расчетов точностью интенсивность изнашивания в исследованных интервалах изменения давления при граничном трении может быть вычислена в предложения упругогс контактирования поверхностей.

9. Зависимости, предложенные для оценки коэффициента трения и интенсивности изнашивания модельного пористого' материала приемлемы и для перошковах сталей. В случае пластического' контакта добавки, облегчающие пластическую деформацию увеличивают коэффициент трения, а затрудняющие - уменьшают. В порошковых сталях, 'приготовленных из смесей на основе порошков " технического железа и пропитанных маслом, переход от пластического контакта- к упругому (при Рс до 3 МПа) осуществляется в интервале пористости'15-20 % и сопровождается существенным улучшением антифрикционных характеристик. Экспериментально доказана гомогенизация'--'Поверхности как при трении без смазки, так и при ее ограниченной подаче, и показан вклад концентрационной неоднородностигв распределение-легирующих элементов на поверхности контакта. Изменение характера кон-" тактирования поверхностей г'.-оказывает принципиальное влияние не только нз величину коэффициента трения, но и на его связь с 'контурным давлением, функция Г(РС) - для упругого контакта возрастающая, а для пластического - убывающая. При невысоких нагрузках (-

- Zö

3,2 МПа) и ограниченной подаче смазки пористость и состав стали лало влияет на f, поскольку вероятность повреждения масляной пленки невелика. Как и трение железа, скольжение порошковой стали а присутствии смазки сопровождается цементацией поверхностных злоев. Изменения химического, фазового и структурного состава поверхности образцов наблюдается в областях,' существенно более узких, чем зона контактирования. Обстоятельства взаимодействия во ¡¿ногам обуславливают вид контакта, но для каждого вида контакта f и I определяются физико-механическими свойствами материала.

11. Пористость и концентрационная неоднородность - два независимых параметра структуры, без знания которых прогнозирование кинетики распада переохлажденного аустенита невозможно. Пористую структуру необходимо и достаточно характеризовать удельной поверхностью и дисперсностью пор, а вклад концентрационной неоднородности дают возможность учитывать гистограммы распределения легирующих элементов.

12. Оптимальная концентрационная неоднородность порошковых трипсталей независимо от способа их получения реализуется при полном превращении остаточного аустенита в мартенсит деформации. Такое превращение в процессе нагружения способствует как увеличению прочности и износостойкости за счет роста напряжений, достаточных для раскрытия характерных дефектов, так и повышению трещи-ностойкости за счет дополнительных энергетических затрат, необходимых для структурных превращений. Приращение работы внешних сил, связанное с трипэффектом, обусловлено изменением термодинамического потенциала зоны разрушения. Применение концентрационно-неоднородных трипсталей в качестве матрицы ферротиков позволило создать материалы, сочетающие высокую износостойкость при абразивном и усталостном износе с механическими свойствами на уровне традиционных низколегированных сталей. Метастабильная фаза не только затрудняет разрушение контактной поверхности, но и усиливает связь между матрицей и частицами упрочняющей фазы.

Основные положения диссертации опубликованы в перечисленных ниже работах:

1. Шацов A.A. Механические свойства и вязкость разрушения порошковых Cr-Ni-Cr-Mo сталей // Тезисы докладов Уральской региональной научно-технической конференции.- Пермь, ППИ, 1985.-

С.134.

2. Анциферов В.Н., Шацов A.A. Описание гомогенизации порошкового материала в широких концентрационных пределах // Диффузионные процессы структура и свойства порошковых материалов. - Москва, 1986.- С.40-45.

3. Шацов A.A. Применение метода двупараметрического квазикрутого восхождения для оптимизации состава стали // Тезисы докладов Уральской региональной научно-технической конференции.-Пермь, ППИ, 198?.- С.20-21.

4. Анциферов В.Н., Пещеренко С.Н., Шацов A.A. Диффузионная гомогенизация порошковых материалов.системы Fe-Ni-Cf-Mo // Известия вузов. Черная металлургия.- 1987.- № 9.- С.65-68.

5. Влияние пор на разрушение железа/ Анциферов В.Н., Пеще-ренко С.Н.. Шацов A.A. и др. // Проблемы прочности. -1989.- № 2.-С.20-22.

6. Анциферов В.Н., Масленников H.H., Шацов A.A. Прочность и трещиностойкость порошковых сталей // Известия вузов. Черная металлургия.- 1989.- №3.- С. 124-129..

7. Порошковые материалы для резонаторов ЭК© /И.П. Козлова, Ю.Е. Колесников, A.A. Шацов и др. // Электронная техника.- 1990.-№ 5/250.- 0.16-20.

8. Анциферов В.Н., Масленников H.H., Шацов A.A. Конструкционная прочность псевдосплавов сталь-медь// Физико-химическая механика материалов. - 1990.- №6.- С.95-99.

9. Влияние термообработки на трещиностойкость порошковой стали Ш50ХЗНМ/ В.Н. Анциферов, A.A.-Шацов, В.В. Платонова и др. // Металловедение и термическая обработка металлов.-1991.- № 8.-С.32-34.

10. Определение несущей способности порошковых материалов при граничном трении/ В.Н. Анциферов, A.A. Шацов, И.А. Половников и др. // Трение и износ.-1991.- Т.12, № 4.- С.683-686.

11. Анциферов В.Н., Масленников H.H., Шацов A.A. Конструкционная прочность порошковых сталей// Сталь.-1991.- № 8.- С.73-75.

12. Анциферов В.Н., Шацов A.A., Платонова В.Б. Оптимизация состава порошковой алюминиевой бронзы // Заводская лаборатория. -1992.- № 8.- С. 31.

13. Анциферов В.Н., Масленников H.H., Шацов A.A. Влияние пористости на коэффициент трения железа// Трение и износ.-1992.-

Г. 13, № 4.- С.702-706.

14. Анциферов В.Н., Масленников H.H., Шацов A.A. Износостойкость пористого железа при трении без смазки// Трение и износ.-1992.- Т.13, 15,- С. 939-942.

15. Анциферов В.Н., Масленников H.H., Шацов A.A. Технологические процессы и материалы для малотоннажного производства// Сталь.-1992.- МП.- С.75-78.

16. Шацов A.A. Конструкционная прочность порошковой стали СП50ХЗНл1 //Тезисы Российской республиканской научно-технической конференции.- Волгоград, 199Е.- С.48-49.

17. Шацов A.A. Выбор порошковых сталей для подшипников скольжения зтикетировочных машин // Проблемы современных материалов и технологий.- Пермь, 1992.- С.2В-30.

18. Анциферов В.Н., Масленников H.H., Шацов A.A. Трение и износ,порошкового железа в режиме граничного трения// Трение и износ.- 1993.- Т.14, № 2.- С.359-364.

19. Масленников H.H., Латыпов М. Г., Шацов A.A. Карбидостали с повышенной трещинсстойкостыо// Металловедение и термическая обработка металлов.- 1993,- № 8.- С.20-23.

20. Анциферов В.Н., Боброва С.Н., Перельман D.M., Шацов A.A. Изотермический распад аустенита порошковой никельмолибденовой стали // Металловедение и термическая обработка металлов. -1993.-№ 8.- С.18-20.

21. Анциферов В.Н., Масленников H.H., Шацов A.A. Определение коэффициентов трения порошковых сталей// Трение и износ.-1993.-Т. 14, Мб.- С. 1082-1086.

22. Анциферов В.Н., Шацов A.A. Фрикционное взаимодействие структурно-неоднородного пористого материала со сталью при трении без смазки // Тезисы докладов Российского симпозиума по трибологии с международным участием.- Самара, 1993.- Ч.2,- С.5.

23. Анциферов В.Н., Масленников H.H., Шацов A.A., Смышляева Т.В. Порошковая сталь со структурой метастабильного аустенита// Порошковая металлургия.-1994.- № 3/4.- С.42-47.

24. Анциферов В.Н., Масленников H.H., Шацов A.A. Изнашивание порошковых сталей при трении без смазки// Трение и износ.-1994.-Т.15, № 6.- С.1022-1027.

25. Шацов A.A. Исследование процессов, протекающих в многокомпонентных порошковых дисперсных системах при получении антиф-

рикционных материалов и создание моделей их поведения в условия агрессивных, абразивосодержащих сред и высоких нагрузок // Проб лемы современных материалов и технологий. Производство продукции Реферативный сборник.- Пермь, 1994.- С.12-13.

26. Анциферов В.Н., Шацов A.A. Трение и износ порошковы сталей при граничном скольжении // Трение и износ. - 1995.- Т.16 № 2.- С.315-322. .

27. Анциферов В.Н., Смышляева Т.В., Шацов A.A. Порошковы* абразивоотойкие псевдосплавы со структурой метастабильного аусте-нита // Первая международная конференция "Энергодиагностика".-Москва, 1995,- Т.З. Трибология.- С.260-277.

28. Анциферов В.Н., Масленников H.H., Шацов A.A. Конструктивная прочность концентрационно-неоднородных порошковых сталей.-Пермь, 1996.- 206 с.

29. Анциферов В.Н., Шацов A.A. Трение и изнашивание порошковой алюминиевой бронзы оптимального состава// Трение и износ.-1996.- Т.17, №2,- С.213-217.

30. О влиянии углерода на конструктивную прочность и усталостную выносливость никельмолибденовой порошковой стали / В.Н. Анциферов, Ю.В. Соколкин, A.A. Шацов и др. /7 Известия Российской АН. Металлы.- 1996.- №4.- С.62-65,

31. Анциферов В.Н., Смышляева Т.В., Шацов A.A. Самосмазывающийся псевдосплав на основе-меди для изделий антифрикционного и конструкционного назначения// Трение и износ.- 1996.- Т.17, № 4.-С.497-502.

32. Определение циклических свойств компонентов микроструктуры порошковых сталей /В.Н. Анциферов, Ю.В. Соколкин, A.A. Шацов и др. // Вестник ПГТУ. Технологическая механика.-1996,- № 2.-С.61-66.

33. Анциферов В.Н., Латыпов М.Г., Шацов A.A. Ферротики с ме-тастабильной матрицей // Трение и износ.-1996.- Т.17, № 5.-С.644-652.

34. Анциферов, В.Н., Латыпов М.Г., Шацов A.A. Особенности трип-эффекта в порошковых концентрационно-неоднородных сталях с невысоким содержанием никеля// Металловедение и термическая обработка металлов.- 1997,- № 8,- С.15-19.

35. Анциферов В.Н., Смышляева Т.В. , Шацов A.A. Трансформация поверхности псевдосплавов сталь-медь при контакте с абразивом//

Физика и химия обработки материалов.-199?.- № 2.- С.79-88.

36. АнцифероЕ В.Н., Сшшляева Т.В., Шацов A.A. Износостойкость и сопротивление усталости метастабильных псевдосплавов сталь-медь // Металловедение и термическая обработка металлов.-1997.- № 12.- С.15-20.

37. Antsiferov V.N., Shatsov A.A. Mechanicalу Alloyed and Concentrâtional Imhomogeneous Trip-Steels // Proceeding of the 1997 European Conference on Advances in Structural PM Component Production. Мюнхен, Германия, 1997.- P.558 - 573.

38. Смышляева T.B., Шацов A.A. Структурно-неустойчивые псевдосплавы сталь-медь // Тезисы докладов Международной конференции "Новейшие процессы и материалы в порошковой металлургии" РМ -97.- Киев, 1997.- С.241.

39. Шацов A.A., Смышляева Т.В. Инфильтрированные медью кар-бидостали со структурно-неустойчивой матрицей // Трение и износ. -1998.- Г. 19, ill. - С. 108-115.

40. Анциферов В.Н., Боброва С.Н., Шацов A.A. Структура и свойства механически легированной стали ПК50Н2М // Порошковая металлургия.- 1998. - № 3/4. - С.31-35.

41. Анциферов В.Н.. Шацов A.A., Латыпов М.Г. Изотермический распад аустенита концентрационно-неоднородных никелевых сталей// Металловедение и термическая обработка металлов.-1998.- № 5.-С.20-24.

42. Шацов A.A. Прогнозирование распределения никеля в порошковых композитах Fe-Ni-Cr // Известия вузов. Цветная металлургия.- 1998,- № 4. - С.57-60.

43. Шацов A.A. Оптимизация состава и режимов термообработки композиционного материала сталь-медь // Известия вузов. Цветная металлургия.- 1998.- № 5. - С.53-57.

Список изобретений

44. Авторское свидетельство № 1438922 СССР от 24.06.88 г. Способ изготовления деталей из порошковых сталей /В.Н. Анциферов, М.М. Козырицкий, D.M. Перельыан, А.Д. Рукавишников, A.M. Чазов, A.A. Шацов.

45. Авторское свидетельство № 1480955 СССР от 22.01.89 г. Способ получения заготовок из порошковых элинваров системы

Fe-Ni-Cr /В.Н. Анциферов, С.А. Давыдов, Ю.Е. Колесников, В.Г Козлова, H.H. Масленников, A.A. Шацов.

4В. Авторское свидетельство № 1528622 СССР от 15.08.89 г Способ изготовления спеченного конструкционного материала на ос нове железа /В.Н. Анциферов, H.H. Масленников, С.Н. Нещеренко

A.A. Шацов.

4?. Авторское свидетельство № 1555388 СССР от 8.12.89 г Способ изготовления деталей иэ порошковых сталей /В.Н. Анциферов H.H. Масленников, О.М. Питиримов, A.A. Шацов.

48. Авторское свидетельство № 1659512 СССР от 1.03.91 г. Порошковый материал на основе железа /В.Н. Анциферов, H.H. Масленников, И.А. Половников, A.A. Шацов.

49. Авторское свидетельство № 1708515 СССР от 01.10.91 г. Пресс-форма для формования изделий сложной формы /А.В, Зырянов, П.В. Куприн, В.С, Онищак, A.A. Шацов.

50. Патент Ш 1735421 РФ от 3.12.92 г. Способ изготовления деталей из порошковых сталей /В.Н. Анциферов, B.C. Онищак, A.A. Шацов.

61. Патент № 1743691 РФ от 03.12.92 г. Способ получения спеченного материала преимущественно для изготовления фитилей /

B.Н. Анциферов, B.C. Онищак, В.Б. Платонова, A.A. Шацов.

52. Патент № 1804375 РФ от 09.10.92 г. Способ изготовления гарнитуры для тонкого помола древесной массы /М.Г. Латынов, A.A. Нацов.

53. Авторское свидетельство № 1792804 СССР от 07.02.93 г. Способ получения инфильтрированных порошковых материалов на осно-äe железа /В.Н. Анциферов, И.А. Половников, A.A. Шацов.

54. Патент № 1754294 РФ от 16.08.93 г. Устройство для прес-ювания изделий из порошкообразного материала /В.Н. Анциферов, ,.В. Зырянов, A.A. Шацов.

55. Патент № 2000885 РФ от 15.10.93 г. Способ изготовления зделий из порошка на основе меди /В.Н. Анциферов, H.H. Маслеников, A.A. Шацов.

56. Патент № 2000169 РФ от 11.06.93 г. Способ изготовления зносостойких деталей /М.Г. Латыпов, A.A. Шацов.

57. Патент № 2038918 РФ от 09.06.95 г. Способ изготовления эрошковых материалов системы Fe-Cr-Co для постоянных магнитов / .А. Шацов.

58. Патент № 2082558 РФ от 27.05.97 г. Способ изготовления вносостойких деталей из сталей со структурой метас-табильного [устенита /В.Н, Анциферов, H.H. Масленников, Т.Е. Смышляева, i.A. Шацов.

59. Патент № 2.080210 РФ от £7,05.97 г. Способ получения де-'алей из порошковых материалов /В.Н. Анциферов, Т,В. Смышляева, i.A. Шацов.

60. Патент № 2088375 РФ от 27.08.97 г. Способ получения по-юшковых концентрационно-неоднородных трипстаяей /В.Н. Анциферов, J.T. Латыпов, A.A. Шацов.

Сдано в печать 15.10.98 г. Формат 60x84/16. Объем 2 п.л. Тираж 100. Заказ 1105. Ротапринт ППУ.

^ . го оЩ-02/ф>

оз 0

ПЕРМСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ'ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИЕЕРСШЕТ

е****^..... //,' ^

Шадов Александр Аронович

На правах рукописи

СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ КОНЦЕНТРАЦИОННО-НЕОДНОРОДНЫХ МАТЕРИАЛОВ МАШНОСТРШТЕЛЬНОГО НАЗНАЧЕНИЯ

Пооошкювая металлургия и композиционные материалы

Пп -

Диссертация на соискание ученой степени доктора технических наук

Неомь 1УУЬ

СОДЕРЖАНИЕ

ВВЕДЕНИЕ.........................................

1. СОВРЕМЕННОЕ СОСТОЯНИЕ И ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛОВ МАШИНОСТРОИТЕЛЬНОГО НАЗНАЧЕНИЯ (литературный обзор)...................

1.1. Конструктивная прочность порошковых материалов ...

1.2. Проблема разрушения в трибологии и применимость существующих моделей для прогнозирования свойств порошковых сталей ................................

1.3. Основные направления повышения качества порошковых материалов .......................................

1.4. Постановка задачи.................................

2. МЕТОДИКИ ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫХ ИССЛЕДОВАНИЙ .............. 57

2.1. Определение плотности и пористости ................... 57

2.2. Микрорентгеноспектральный анализ ..................... 57

2.3. Определение механических свойств ..................... 57

2.4. Определение вязкости разрушения Kic...................58

2.5. Методические особенности определения вязкости

разрушения порошковых материалов ..................... 59

2.6. Металлографический анализ ............................ 61

2.7. Рентгенографический анализ ........................... 61

2.8. Изучение изломов с помощью растровой электронной микроскопии ....................................

й.у. Методика исследования распада переохлажденного

яупфрнитя F¡?

2.10. Химический аналив ................................... 63

2.10.1. Определение содержания углерода ...........................53

2.10.2. Определение содержания кислорода .................. 63

2.11. Определение коррозионной стойкости .................. 63

2.12. Определение трнботехничвоккх свойств ................ 64

2.13. Испытание абразивостойкооти ......................... 64

2.14. Изнашивание абразивно-масляной прослойкой ........... 65

2.15. Методика, приготовления опытных образцов ............. 66

3. МОДЕЛИРОВАНИЕ РАЗРУШЕНИЯ ПОРИСТЫХ МАТЕРИАЛОВ ......... 70

3.1. Влияние пористости на разрушение железа и особенности корректного определения трещиноотойкооти порошковых материалов ................................ 70

3.2. Модель разрушения пористых тел ....................... 86

4. ГОМОГЕНИЗАЦИЯ ПОЛИКОМПОНЕНТНЫХ МАТЕРИАЛОВ ............ 91

4.1. Модель гомогенизации многокомпонентных порошковых

систем ............................................... 91

4.2. Исследование связи концентрационной неоднородности

и физики-механических свойств ........................ 105

4.3. Применение методики прогнозирования концентрационной неоднородности для выбора параметров технологических процессов ............................................ 116

5. КОНДЕНТРАДИОННО-НЕОДНОРОДНЫЕ СТАЖ ................... 122

- <± -

5.1. Прогнозирование концентрационной неоднородности и конструктивной прочности низколегированных

р.гр я-гтртя 1 я У

5.2. Оптимизация режимов получения и состава низколегированной стали .............................. 133

5.3. Особенности термообработки низколегированной

пористой стали оптимального состава .................. 150

5.4. Конструктивная прочность псевдосплавоЕ сталь-медь .... 157

6. МОДЕЛИРОВАНИЕ РАЗРУШЕНИЯ ПРИ ФРИКЦИОННОМ КОНТАКТЕ .... 169

6.1. Влияние пор на коэффициент трения порошкового

же ттрр,я 1 RQ

6.2. Износостойкость порошкового железа ................... 178

6.3. Трение и изнашивание пористого железа при

ограниченной подаче смазки ........................... 186

6.4. Определение коэффициентов трения порошковых сталей

при скольжении без дополнительной подачи смазки ...... 196

6.5. Изнашивание порошковых сталей при скольжении

без дополнительной подачи смазки ..................... 202

6.6. Трение и изнашивание порошковых сталей при

ограниченной подаче смазки ........................... 211

7. КВАЗИРАВН0ВЕ0НЫЕ ПОРОШКОВЫЕ СТАЛИ .................... 228

7.1. Прогнозирование распада переохлажденного ауотенита

в концентрационно-неоднородных сталях ................ 228

7.2. Реализация трипэффекта у псевдосплавов сталь - медь

при трении в присутствии абразива .................... 245

7.3, Концентрационно-неоднородные стали с квазиравновесной структурой

7.4, Высокопрочные5 трещиноотойкие порошковые стали со структурой метаотабильного ауотенита ................

7.5, Ферротики о метастабильной матрицей .................

8. ПРАКТИЧЕСКОЕ ПРИМЕНЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ ИССЛЕДОВАНИЙ в.1. Порошковые элинвары .............................

8.2. Технологические процессы и спеченные материалы для малотоннажного проивводства .................

8.3. Производство антифрикционных деталей ............

8=4, Применение порошковой стали ПК50ХЗНМ ............

8.5. Изделия из концентрационно-неоднородных трип- и

карбидооталей ...................................

ГШПЩр RKPHTTU

X—-J—¿—.'л Ii...' w'ji^jÄ—U аааааааааааааааааааалааааааааааалааа

ПрмШЖРЧ'ЙС' А

Л. J ¿.ъ! J. •_'i.U.v±_) i AS ±1—j ¿"TL ааааалааавалаааахаааааааалааааааааал

ПРИЛОЖЕНИЕ Б ....................................

ТГрТл TTnwpTJT^fp р

• XÜ' а аалалааасаааааааааалаалллааалхааааа

ПРИЛОЖЕНИЕ Г ....................................

ПРИ Jin'fflFHI'fF TT

-L-i.i --Л.-'aw:.-.itto—¡л л SJ.S—: j—u^ аалаааалаяаалааааааааяалаааааааалааа

ПРИЛОЖЕНИЕ I ................................... .

Т7РТ/Г Т| ПЖ'Р'Щл Р И

ПРИЛОЖЕНИЕ К ,,,.....,,..........,,...=.......,,,

ТТРТл TTnWC14Tif Р 7Т

Iii iiJXw.'Il-i^fi.Jiil^ Ь'А ...д.................. л........,,.,.

QC2

iCUU iС-

289

308 308

310

319

00-1 J.

099

325

330 334 341

K~jr_J }

360

\jy~1 -4

ВВЕДЕНИЕ

Современный уровень развития техники выдвигает на первый план легко автоматизируемые, экологически безопасные технологии., обеспечивающие улучшение качества продукции, рост производительности труда и снижение себестоимости товаров. Поэтому вопреки падению объемов металлургического производства передовые в техническом отношении страны неуклонно наращивают мощности порошковой металлургии (ПМ). Так в Европейских странах, Японии и Северной Америке рост ПМ в восьмидесятыые и девяностые (до 1998) годы составил по основным видам продукции 1.,-5-2 раза Ш. Подавляющее большинство деталей, производимых методами ПМ, составляют изделия конструкционного в том числе триботехнического назначения. Исследования последних лет в странах с развитой технологией машиностроения показали, что только за счет правильного выбора пар трения с позиции трибологии возможна экономия примерно 1,5 % национального дохода 121, это связано с большой долей (80 %) отказов в работе машин и механизмов в результате износа деталей и высокими энергетическими затратами трибскзистем, которые определяются не только свойства® взаимодействующих поверхностей, но и режимами эксплуатации. Применение порошковых материалов наилучшим образом отвечает условиям экономической целесообразности, поскольку дает возможность заменить дорогие и дефицитные материалы, повысить производительность труда, высвободить производственные площади. Например, наличие в структуре материала подшипника остаточных пор позволяет увеличить срок службы в 1,5-10 раз [-3].

Аналогичное положение складывается и с другими группами порошковых конструкционных материалов. Основная масса продукции от-

расли - малонагруженные детали простой формы с относительно невысокими фивико-механическими свойствами. Для производства ответственных средне- и тяжелонагруженных изделий необходима разработка нетрадиционных технологических процессов и новых материалов с повышенными характеристиками конструктивной прочности, важное практическое значение имеет прогнозирование параметров технологических процессов, построение адекватных картин разрушения и контактного взаимодействия при трении структурно-неоднородных порошковых материалов. Достоверность разработок значительно возрастает с привлечением статистических моделей и критериев механики разрушения, что не означает отказ от ранее выработанных подходов. Например, для компактных материалов, полученных методами порошковой металлургии, необходимо определять по крайней мере еще и ударную вязкость. Однако при пористости 10 % и выше трещиностойкость К1С и ударная вязкость изменяются симбатно, поэтому часто достаточно измерить лишь один из этих параметров, а поскольку ударная вязкость лишь оценивает вязкость разрушения, то К-1С - критерий более объективный. Что касается слабой чувствительности К1С к некоторым изменениям структуры, то в каждом случае подход должен быть строго индивидуальный, так, например, измельчение зерна при термообработке может одновременно приводить к появлению микротрещин и, следовательно, уменьшению К1С. Здесь К-1С даст объективную оценку вязкости разрушения, т.к. микротрещина опаснее для инициирования катастрофического разрушения, чем увеличенный размер зерна. Вместе с тем, данных по вязкости разрушения порошковых материалов настолько мало, что пока даже окончательно не решен вопрос о причине немонотонной зависимости К1С от пористости.

Материалы диссертации являются результатом экспериментальных

и теоретических работ, проводимых автором в Республиканском инженерно-техническом центре порошковой металлургии в 1980-90 годах в соответствии с Общесоюзной научно-технической программой 0.08.17 "Порошковая металлургия", утвержденной постановлением Государственного комитета ССОР по науке и технике и Академии наук СССР от 10 ноября 1985 года (N 573/137); Республиканской (РСФСР) научно-технической программой "Разработать и внедрить технологические процессы порошковой металлургии, нанесения защитных и упрочняющих покрытий в отраслях народного хозяйства РСФСР на 1987-1990 годы", утвержденной постановлением Госплача РСФСР от 10.04,87 г. № 45; Межвузовской инновационной научно-технической программы "Развитие инновационной деятельности в вузах России" подпрограммы "Исследования в области порошковой технологии" на 1992-96 годы; Межвузовской инновационно-технической программы "Трансферные технологии, комплексы и оборудование" на 1992-1994 годы; Межвузовской научно-технической программы "Поисковые и прикладные исследования в'ысшей школы в приоритетных направлениях науки и техники" на 1996-97 годы; Межвузовской инновационной научно-технической программы "Развитие инновационной деятельности в вузах России" на 1992-94 год; Межотраслевой научно-технической проблемой "Создание высокопроизводительных процессов, оборудования и средств механизации для производства металлических порошков, волокон, порошков сплавов и тугоплавких соединений и на их основе новых материалов и изделий" (программа работ российских организаций в рамках единого плана работы HTA "Порошковая металлургия") на 1993-94 и 1995-1996 годы.

Работа посвящена поиску закономерностей, связывающих состав и структуру порошковых сталей с их конструктивной прочностью, вы-

бору рациональных методов получения материалов о улучшенными эксплуатационными характеристиками, разработке концентрационно-неоднородных материалов с метастабильной структурой, Для решения этой проблемы поставлены следующие задачи:

- разработать модели прогнозирования технологических режимов в зависимости от гранулометрического и химического состава композиций, особенностей структуры исходных компонентов и температур-но-временных параметров спекания;

- исследовать применимость критериев механики разрушения для концентрационно-неоднородных порошковых материалов, создать модель разрушения пористых сталей и провести ее экспериментальную проверку;

- определить зависимости, связывающие состав и степень концентрационной неоднородности со структурой и конструктивной прочностью легированных сталей, исследовать влияние термической обработки на трансформацию структуры и свойства низколегированных и инфильтрированных медью стапей;

- построить модели разрушения поверхности при трении основных групп порошковых сталей в зависимости от вида контактирования поверхностей, установить закономерности изменения характеристик трения и износа пористых стапей;

- разработать высокопрочные, трещиностойкие порошковые концентрационно- неоднородных метастабильные ауотенитные стали (МАО), найти пути реализации трипэффекта при различных видах нагружения и способах получения материалов,

Научная новизна полученных результатов заключается в следующем:

- создана и реализована методика прогноза распределения ни-

келя, хрома и молибдена в порошковых материалах, позволяющая'численно оценивать концентрационную неоднородность без привлечения натурных экспериментов, установлен закон распределения легирующих элементов;

- предложена и экспериментально подтверждена модель., объясняющая механизм разрушения пористого тела, определены условия корректного проведения испытаний и установлены количественные закономерности, связывающие структуру и конструктивную прочность порошковых сталей., что позволяет предсказывать поведение пористых концентрационно-неоднородных сталей при нагружении;

- изучено влияние состава на формирование структуры концентрационно- неоднородных порошковых сталей и разработана низколегированная сталь,, имеющая повышенную конструктивную прочность;

- установлены закономерности структурных превращений и изменения свойств при термообработке низколегированных и инфильтрированных медью сталей., эти закономерности являются основанием для выбора конкретных технологических режимов получения сталей с повышенной конструктивной прочностью;

- построены модели разрушения при фрикционном взаимодействии порошковых материалов со сталью для различных видов контактирования поверхностей, изучено изменение химического состава и структуры активной зоны, экспериментально доказан немонотонный характер изменения основных триботехничеоких характеристик в зависимости от пористости;

- созданы порошковые высокопрочные МАО с повышенной вязкостью разрушения, доказана возможность реализации трипэффекта в концентрационно-неоднородных сталях, предложены модели на основе термодинамики и механики разрушения, интерпретирующие высокую

конструктивную прочность данных материалов, разработаны инфильтрированные MAC и ферротики с метастабильной матрицей.

На защиту выносятся основные положения, вытекающие из теоретического и экспериментального исследования:

- возможность прогнозирования неоднородности распределения легирующих элементов по разработанной методике в зависимости от состава композиций, температуры и продолжительности гомогенизации, а также выбора рационального режима спекания легированных сталей в широких интервалах варьирования состава;

- объяснение отсутствия строго монотонной зависимости вязкости разрушения от пористости по предложенной модели разрушения пористого тела и применимость для прогнозирования трещиноотойкоо-ти порошкового железа и сталей полученных уравнений;

- определение связи между трансформацией структуры и свойствами термообработанных низколегированных и инфильтрированных медью статей;

- построение моделей разрушения при фрикционном взаимодействии, достаточных для прогнозирования коэффициента трения и интенсивности изнашивания пористых материалов;

- разработка моделей разрушения гетерогенных трипсталей, создание концентрационно-неоднородных MAC и материалов на их основе.

Достоверность результатов основана на использовании современных технических средств и исследовательских методик, хорошим согласием результатов моделирования и эксперимента, подтверждении другими авторами некоторых ключевых положений диссертации.

Практическая значимость работы состоит в разработке подходов, позволяющих учесть влияние пористости и структурной неодно-

родности на эксплуатационные характеристики порошковых материалов. Это позволило организовать ряд участков порошковой металлургии на предприятиях текстильной и местной промышленности, существенно расширить номенклатуру деталей функционирующих цехов ИМ, создать новые технологии производства деталей для добывающих и перерабатывающих отраслей хозяйства РФ. Предложены новые классы материалов: концентрационно-неоднородные порошковые трипотади и ферротики с метаотабильной матрицей. Внедрение изделий конструкционного и триботехнического назначения явилось составной частью работы "Разработка технологии и развитие промышленной базы порошковой металлургии железа в Уральском регионе5', удостоенной Премии Правительства России за 1995 год (автор настоящей диссертации был в числе лауреатов).

Апробация работы. Основные положения диссертационной работы доложены и обсуждены на конференциях: Уральской региональной "Применение порошковых, композиционных материалов и покрытий в машиностроении" в г.Перми /1982 г.,1985 г.. 1987 г./; XI Всесоюзной научно-технической "Диффузионное соединение металлических и неметаллических материалов" в г, Москве /1984 г./, XV Всесоюзной научно-технической в г.Киеве /1985 г./; Всесоюзной научно-технической "Применение порошковой металлургии для изготовления деталей и инструмента" в г.Ереване /1986 г./; Региональной "Термическая обработка порошковых сталей" в г.Кургане /1987 г,/; молодых ученых и специалистов