Введение

Порошковая металлургия является одной из ключевых технологий современного машиностроения, обеспечивающей производство высокоточных деталей сложной формы с минимальными отходами материала и высокой экономической эффектив­ностью, особенно в крупносерийном и массовом производстве, например для автомобильной промышленности [1–5]. Прессование и последующее спекание порошковых заготовок позволяют получать изделия с заданными физико-механическими свойствами, которые могут быть адаптированы под конкретные эксплуатационные требования благодаря вариациям химического состава и технологических параметров. Однако в отличие от спекания однокомпонентных систем, которое является редким явлением в практике, большинство ответственных деталей производят из механических смесей нескольких порошков или из предварительно легированных порошков, где частицы сами представляют собой сплав заданного состава [6–9]. Структура таких частиц может варьироваться от однородного твердого раствора до гетерогенной смеси различных фаз, что существенно усложняет процессы структурообразования при спекании и требует детального изучения.

Вопросы влияния параметров спекания на структуру и свойства порошковых сталей широко освещены в отечественной и зарубежной литературе [10–14]. Значительное количество работ посвящено исследованию роли легирующих элементов (таких, как никель, медь, молибден) и их совместного влияния на кинетику уплотнения, гомогенизацию и формирование механических свойств [1; 4; 11; 13; 14]. Авторы работ [3; 15–20] подчеркивают, что температура и время спекания являются критическими факторами, определяющими полноту протекания диффузионных процессов и, как следствие, качество межчастичных контактов. Особое внимание уделяется влиянию углерода, который, являясь активным восстановителем и участником формирования упрочняющих фаз (цементита), может не только повышать прочность, но и влиять на усадку и вязкость материала [13; 16; 17]. В работах [6; 11] установлено, что критерием формирования качественного внутрикристаллитного сращивания, необходимого для работы в условиях сложного напряженного состояния, служит появление области локального сужения при испытаниях на растяжение, что соответствует определенному уровню развития контактной поверхности.

Несмотря на обширный объем накопленных знаний, оптимизация режимов спекания для конкретных промышленных порошков (таких, как, например, отечественный диффузионно-легированный порошок ПЛ-Н2Д2М) с учетом требований, предъявляемых к высоконагруженным деталям типа «Колесо зубчатое» (предел прочности не менее 500 МПа, плотность не ниже 7,4–7,6 г/см3, высокая геометрическая точность [7–10]), остается актуальной научно-технической задачей.

Целью настоящей работы являлось исследование влияния параметров спекания (температуры, времени выдержки, содержания углерода) и исходной пористости на микроструктуру, механические свойства и характер разрушения спеченных сталей на основе порошка ПЛ-Н2Д2М.

Результаты исследования призваны стать научной основой для оптимизации технологических режимов изготовления ответственных деталей машиностроения, в частности зубчатых колес, методами порошковой металлургии.

Материалы и методы исследований

В работе использовался отечественный порошок марки ПЛ-Н2Д2М (ТУ 14-5402-2002) производства ПАО «Северсталь» (г. Череповец). Порошок ПЛ-Н2Д2М (размер частиц 100–12 мкм) – это диффузионно-легированный железный порошок, полученный методом отжига смеси порошков, содержащих легирующие добавки. Химический состав порошка ПЛ-Н2Д2М (данные сертификата качества № 343-843 от 12.05.2025) представлен ниже, мас. %:

С . . . . . . . . . .    0,02        Mn . . . . . . . .    0,15

O . . . . . . . . . .    0,25        Si . . . . . . . . . .    0,05

Mo . . . . . . . .    0,3–0,7        S . . . . . . . . . .    0,02

Ni . . . . . . . . .    1,5–2,5        P . . . . . . . . . .    0,02

Cu . . . . . . . . .    1,5–2,0        Fe . . . . . . . . .    ост.

С целью определения однородности порошковой смеси, распределения легирующих элементов, анализа структурных составляющих, а также характера разрушения в изломах порошковых материалов применялся электронный микроскоп марки S‑3400N (Hitachi High-Technologies Corporation, Япония), оснащенный рентгеновским энерго‑дисперсионным спектрометром NORAN.

В шихту порошкового материала вводили карандашный графит ГК-1 в пропорциях 0,5, 0,8 и 1,2 % от массы образцов. Основные его характеристики приведены ниже:

Содержание, мас. %:    

углерод . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .    98

зола . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .    ~1

летучие соединения . . . . . . . . . . .    ~0,5

влага . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . .    ~0,5

Размер частиц порошка, мкм . . . . . .    50–80

Для приготовления шихты использовался двухконусный смеситель марки RT-NM05S (Тайвань). Смешивание производилось в течение 40–50 мин при скорости вращения 200 мин–1. На рис. 1 показаны фотографии порошка после смешивания с углеродом.

Статическое холодное прессование проводили на гидравлическом прессе модели TS0500-6 (Китай) с максимальным усилием в 50 т в лабораторных пресс-формах. Гомогенизирующее спекание осуществляли в лаборатории термической обработки кафедры «Материаловедение и технологии металлов» ДГТУ в муфельной электропечи модели SNOL 6,7/1300 в диапазоне температур 950/1050/1150 °С в среде защитного газа – диссоциированного аммиака. Время спекания составляло 30, 60 и 90 мин.

Испытания на растяжение образцов проводили в соответствии с ГОСТ 18227-85 с использованием испытательной машины РМГ-100МГ4 в автоматическом режиме с помощью персонального компьютера. На рис. 2 представлены цифровая модель образца и образец после спекания.

Микротвердость изучали на универсальном твердомере ПМТ-3 (Россия).

Результаты и их обсуждение

Элементный состав порошка ПЛ-Н2Д2М и карта распределения элементов представлены на рис. 3, 4 и в табл. 1.

Авторы в работах [11–14] обращают внимание, что обеспечить стабильно высокие механические свойства спеченных сталей в условиях введения углерода как компонента шихты возможно при его полном растворении и равновесном распределении в металлической матрице на стадии спекания.

Обычно степень гомогенности аустенита оценивается по результатам химического анализа материала, показывающего содержание в шихте свободного и связанного углерода. Применительно к исследуемому материалу кинетика степени растворения углерода на стадии спекания заготовки представлена на рис. 5

Зависимости на рис. 5 полностью согласуются с данными работ [14–16] и свидетельствуют, что различия химических составов используемых сплавов практически не сказываются на процессе науглероживания. Исходя из хода кривых можно заключить, что при температуре спекания 1050 °С продолжительность спекания, обеспечивающая практическое отсутствие в материале свободного углерода, составляет 40‒50 мин.

Признаком незавершенности гомогенизации является различие значений микротвердости структурных составляющих материала. На рис. 6 приведена микроструктура материала из порошка ПЛ-Н2Д2М + 0,5 % С со значениями микротвердости в структурных составляющих (Нμ , кгс/мм2; 1 кгс/мм2 = 9,80665 МПа).

При данном режиме спекания (t = 1050 °С, τ = 60 мин) химический анализ показал 100 %-ное содержание связанного углерода, однако гомогенизацию нельзя считать завершенной, в том числе и по легирующим элементам, о чем свидетельствует различие в размерах отпечатка индентора.

Обеспечить стабильно высокие механические свойства горячедеформированных сплавов в условиях введения углерода как компонента шихты возможно при таких режимах спекания, которые обеспечивают его полное растворение и равновесное распределение в металлической матрице [16; 17].

Добавление карандашного графита в порошковые стали обязательно приводит к изменениям их свойств. Это повышает прочность материала, однако снижает усадку и ударную вязкость. Усадка стальных порошковых изделий при спекании уменьшается вследствие образования новой фазы – цементита, имеющего больший объем по сравнению с ферритом. Это уменьшение зависит от содержания углерода и начальной пористости прессованных заготовок [6; 13].

На рис. 7 приведены значения усадки пористых образцов из порошка ПЛ-Н2Д2М с различным содержанием углерода в шихте (tспек = 1150 °С, τ = 90 мин).

Добавление в шихту порошка углерода снижает показатели усадки. Образцы, выполненные из порошка ПЛ-Н2Д2М + 0,8 % С, имеют минимальную усадку во всех интервалах пористости.

Рассмотрим влияние содержания углерода на прочность спеченных сталей при различных режимах спекания (рис. 8). Для каждой точки на кривых рис. 8 приведены значения среднего предела прочности по результатам 5 измерений.

На рис. 8, б (t = 1050 °C) разница в прочности между образцами с плотностью 6,8 и 7,4 г/см3 для одного и того же состава углерода менее выражена, по сравнению с теми же данными на рис. 8, а (t = 950 °C). Это объясняется тем, что при более высокой температуре даже менее плотный образец (6,8 г/см3 ) может достичь высокой прочности за счет лучшего спекания. При низкой температуре спекания в 950 °C плотность играет бóльшую роль, так как процессы спекания протекают менее интенсивно [18; 19].

Предел прочности при растяжении увеличивается с ростом плотности образцов для всех составов. Наибольшая прочность достигается при ρ = 7,4 г/см3.

Добавка углерода (0,5 или 0,8 %) повышает прочность по сравнению с безуглеродистым составом. Можно видеть, что увеличение времени спекания (от 30 до 90 мин) также способствует росту прочности.

Зависимости на рис. 8 показывают, что и повышение плотности, и введение углерода в состав порошка ПЛ-Н2Д2М положительно сказываются на прочности спеченных образцов. Максимальные значения прочности достигаются при плотности 7,4 г/см3 и содержании углерода 0,5–0,8 %.

При сравнении зависимостей на рис. 8, б и в наблюдается устойчивая положительная корреляция: предел прочности закономерно возрастает с увеличением плотности образцов для всех исследуемых составов (0, 0,5 и 0,8 % С) и длительностях спекания (30/60/90 мин). Кривые на рис. 8, в расположены в области существенно более высоких значений прочности по сравнению с кривыми на рис. 8, б. Это указывает на то, что температура спекания является критическим параметром, сильнее влияющим на прочностные характеристики, чем плотность и содержание углерода в отдельности [19; 20].

Прочностные показатели при температуре спекания 1050 °С заметно ниже. Недостаток тепловой энергии приводит к менее полному протеканию процессов уплотнения и формирования структуры, что ограничивает достижение высоких значений прочности даже при увеличении времени выдержки.

В обоих случаях (t = 1050 и 1150 °С) прослеживается, что введение 0,5 и 0,8 % углерода приводит к повышению прочности по сравнению с безуглеродистым составом. Особенно ярко это выражено при спекании при t = 1150 °С, когда происходят более эффективное легирование и формирование упрочняющих фаз.

Повышение плотности с 6,8 до 7,4 г/см3 обусловливает рост прочности при любых температурах и содержаниях углерода. Однако относительный прирост прочности от увеличения плотности более значителен при t = 1050 °C, что служит одним из основных факторов упрочнения. При температуре 1150 °C ключевую роль играет синергетический эффект от высокой температуры и легирования углеродом.

Результаты измерений пределов прочности сведены в табл. 2.

В работах [16; 17] подчеркивалось, что железные частицы порошковых сплавов и частицы графита постоянно контактируют в процессе спекания благодаря наличию контактных участков газовой атмосферы. В связи с тем, что графит (углерод) является активным восстановителем оксидов железа, в процессе нагрева выше 500‒600 °С в местах контакта частиц графита с железом начинают протекать восстановительные реакции, что способствует образованию ювенильного контакта и сращиванию частиц. Одновременно с этим за счет реакций между частицами графита и железа, графита с атмосферой печи создаются условия образования углеродсодержащей газовой среды. Так как кинетика химических реакций на границе металл–газ намного больше коэффициентов диффузии, то при этом интенсифицируются восстановительные процессы не только в контактных участках частиц железа с графитом, но и по всей поверхности частиц и поверхностям пор, сообщающихся с атмосферой печи. В то же время через образовавшиеся на поверхности частиц металлические контакты начинают превалировать диффузионные процессы углерода в частицы Fe. В связи с тем, что степень растворения углерода в α-железе незначительна, а диффузия в феррите протекает с небольшой скоростью, до превращения α → γ наиболее вероятным будет образование в контактных местах цементита как фазы, обладающей при этих температурах более значительным коэффициентом диффузии углерода.

Были проведены исследования поверхности разрушения спеченных образцов. На рис. 9 показаны образцы после испытаний.

Проведенные испытания на растяжение образцов, спеченных при различных температурно-временных режимах и содержаниях углерода, позволили оценить влияние этих параметров на механические свойства и характер разрушения материалов. При температуре спекания 950 °C, времени выдержки 30 мин и плотности 7,4 г/см3 наблюдается хрупкое разрушение с малыми деформациями перед разрывом. На рис. 10 четко выделяются трещины размером по ширине до 400 мкм, которые и приводят к разрушению всего образца. Это свидетельствует о низком качестве межчастичного сращивания. Данный режим спекания не обеспечивает формирования механических свойств и не может быть рекомендован для промышленного применения при изготовлении ответственных деталей [2; 3; 10].

На рис. 11 представлены фрактограммы разрушенного образца, спеченного при температуре 1050 °C, времени выдержки 60 мин и плотности стали 7,4 г/см3. Излом характерен для вязкого разрушения стали. Видны гребни и впадины ямочного рельефа, являющиеся следствием интенсивной пластической деформации в очаге распространения трещины.

При преобладании на фрактограммах ямочного рельефа наблюдаются участки с плоским рельефом, характерным для интеркристаллитного или транскристаллитного разрушения. Наличие таких зон на изломе спеченного образца свидетельствует о незавершенности межчастичного сращивания. Участки интеркристаллитного скола непосредственно указывают на отсутствие трансформации межчастичной поверхности сращивания в большеугловую межзеренную поверхность. В случае идентификации плоских зон излома как следствия развития трещины по механизму транскристаллитного разрушения можно полагать о наследственном характере структуры в зоне разрушения [21].

На рис. 12 представлены фрактограммы разрушенного образца, спеченного при температуре 1150 °C, времени выдержки 60 мин и плотности стали 7,4 г/см3. На изломах на фоне интеркристаллитного скола наблюдаются элементы поверхности вязкого разрушения с более развитым рельефом.

Проведенные фрактографические исследования образцов, спеченных при температуре 1150 °С, показали, что для изломов характерно вязко-хрупкое разрушение, которое идет по границе зерна с вязкими участками отрыва. Поры имеют округлую форму, их размер составляет 5–10 мкм. Вязкий излом свидетельствует о значительной пластической деформации при разрушении. Опираясь на проведенные исследования и на публикации [16; 17; 22], можно утверждать, что температура спекания 1150 °С с выдержкой более 60 мин может служить критерием формирования на контактной поверхности внутрикристаллитного сращивания, достаточного для работы материала в условиях многоосного напряженного состояния.

Полученные результаты подтверждают теоретические положения об увеличении предела прочности и твердости стали с повышением плотности материала и содержания углерода. Значения относительного удлинения снижаются при увеличении содержания углерода и возрастают при повышении плотности материала.

Заключение

Проведенный комплекс исследований позволил установить взаимосвязь между режимами спекания, содержанием углерода, плотностью материала и его механическими свойствами. Показано, что рациональное сочетание прочности и пластичности достигается при использовании высокотемпературных режимов спекания (1150 °C) с содержанием углерода 0,5–0,8 % и плотностью 7,4 г/см3.

Наиболее благоприятным технологическим режимом для получения высоких механических свойств, обеспечивающим предел прочности до 563 МПа, является спекание при температуре 1150 °C в течение 60–90 мин с содержанием углерода 0,8 % и плотностью 7,4 г/см3. Данный режим гарантирует формирование внутрикристаллитного сращивания, достаточного для эксплуатации материала в условиях сложного напряженного состояния, и может быть рекомендован для изготовления ответственных деталей типа «Колесо зубчатое». Режимы с температурой спекания 950 °C и временем менее 60 мин не обеспечивают необходимых механических свойств и не рекомендуются для использования при изготовлении деталей, работающих с повышенными эксплуатационными нагрузками.