CC BY
68
УДК 621.762
Н. Г. Крашенинникова, В. И. Капранова, С. Я. Алибеков, Р. С. Сальманов
ХИМИКО-ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ПОРОШКОВЫХ
КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА
Ключевые слова: порошковая сталь, поверхностное упрочнение, химико-термическая обработка, цементация, нитроцемен-
тация, твердость.
Изучены процессы цементации и нитроцементации порошковых сталей. Исследовано влияние состава и технологических параметров на микроструктуру и твердость, установлены оптимальные режимы обработки. Достигнуто значительное увеличение твердости материалов после химико-термической обработки.
Keywords: powder steel, surface hardening, chemical heat treatment, carbonization, carbonitriding, hardness
The processes of carburizing and carbonization of powder steels have been considered. The influence of composition and processing on the microstructure and hardness has been investigated and proper parameters of surface hardening process have been established. The considerable increase of hardness after chemical heart treatment had been got.
Как известно, порошковая металлургия является одной из наиболее эффективных, перспективных и динамично развивающихся технологий машиностроительного производства. Основную долю порошковых изделий составляют детали конструкционного назначения, при этом уровень требований к их эксплуатационным свойствам непрерывно растет, в частности, увеличивается спрос на детали из порошковых сталей с высокой поверхностной твердостью и износостойкостью.
В связи с этим повышается интерес к проблеме химико-термической обработки (ХТО) порошковых сталей. Следует подчеркнуть, что ХТО порошковых материалов, наряду с повышением поверхностной твердости и износостойкости, может способствовать также залечиванию поверхностных пор, что при небольшом увеличении массы изделия может существенно повысить весь комплекс его свойств.
Вместе с тем поведение химико-термической обработки порошковых сталей является весьма непростой задачей, особенно при обработке изделий, полученных методами холодного прессования и спекания и поэтому обладающих значительной остаточной пористостью /1/. Объем и характер пористости оказывают существенное влияние на кинетику насыщения, поскольку диффузия атомов насыщающего элемента протекает не только с поверхности изделия, как это происходит при ХТО компактных сталей, но также (в случае открытой пористости) и с поверхности пор. Это приводит к увеличению глубины насыщения, а также к неоднородности слоя по химическому и фазовому составу, повышающейся с увеличением пористости изделий.
Кроме того, ситуация осложняется существенным влиянием на конечный результат предыстории порошкового материала: свойств исходных порошков, метода получения сплава. В связи с этим проблема химико-термической обработки порошковых сплавов вызывает повышенный интерес спе-циалистов-порошковиков.
В рамках НПП ЗАО «Марат» (г. Йошкар-Ола) проведены исследования процессов цемента-
ции и нитроцементации порошковых легированных сталей, изучено влияние химического состава и технологических параметров на микроструктуру и твердость материалов после химико-термической обработки.
Цементацию проводили на образцах низкоуглеродистой порошковой стали, легированной медью, полученных прессованием смеси порошков чистых компонентов с последующим спеканием в конвейерной печи при температуре 1120 оС в атмосфере эндогаза.
Спеченный материал содержал около 3 % меди и 0,2 % углерода и имел преимущественно ферритную структуру с участками перлита (2025 %). Плотность образцов составляла 6,4-6,5 г/см3 (пористость около 18 %).
Были опробованы различные варианты химико-термической обработки (табл. 1).
Таблица 1 - Твердость порошковой стали после различных вариантов цементации
№ Темпера- Продолжи- Твердость
Ре- тура тельность после за-
жима цемента- цемента- калки,
ции, оС ции, час HRA
1 950 2 41-50
2 930 2.5 45-57
3 930 3 50-56
4 930 3 60-74
Первый вариант (режимы 1 - 3) - цементация в проходной закалочной печи в засыпке из твердого карбюризатора при температурах 930-950 С в течение 2-3 часов. После выдержки при температуре цементации образцы закаливали в воде.
Еще один вариант - двухстадийная обработка (режим 4). Первая стадия - цементация образцов при температуре 930 оС в течение 3-х часов, после чего образцы охлаждали сначала с печью до температуры 690оС, затем - на воздухе до комнатной температуры. Далее детали подвергали закалке с температуры 820оС в воде.
В таблице 1 приведены результаты измерения твердости исследованных образцов после различных режимов обработки. Наилучшие результаты достигаются при раздельном проведении операций цементации и закалки (режим 4), что вполне объяснимо.
Во всех случаях поверхностный слой образцов после закалки имел бейнитную структуру с участками троостита. При этом образцы, обработанные по схеме 4, закаливались с более низкой температуры, в результате имели более дисперсную структуру, и, вследствие этого, наибольшую по величине и более равномерную твердость.
Существенным недостатком такого варианта обработки является необходимость проведения дополнительной технологической операции, вследствие чего он является, разумеется, наиболее трудоемким и дорогим.
Кроме того, опробовали еще один вариант насыщения - цементацию пастами /2/.
Цементирующая паста готовилась из инструментального масла (65.5 %), древесного угля (30 %) и карбоната натрия (4,5 %).
Детали окунали в приготовленную суспензию, затем проводили термическую обработку в закалочной печи в атмосфере эндогаза. Температура в высокотемпературной зоне печи составляла 950 С. Детали выдерживали при этой температуре в течение 15-20 минут, затем закаливали в холодной воде.
Такая обработка практически не дала желаемого результата для низкоуглеродистых материалов. Достаточный уровень твердости при таком способе обработки достигался только на материалах с повышенным до 0,4 % содержанием углерода в спеченных заготовках. После цементации и закалки такие образцы имели твердость на уровне 61-63 ИЯЛ. Микроструктура поверхностного слоя - бейнит с участками троостита и остаточного аустенита.
Очевидно, роль углеродосодержащей пасты в нашем случае сводилась не к науглероживанию, а к предотвращению обезуглероживания материала при обработке. Скорее всего, это связано с недостаточным для протекания диффузии углерода временем выдержки образцов в горячей зоне печи.
Еще один вид химико-термической обработки, довольно широко используемый для поверхностного упрочнения порошковых сталей -нитроцементация, то есть одновременное насыщение поверхностного слоя деталей азотом и углеродом. Азот, проникая в сталь одновременно с углеродом, снижает температуру а-^у-превращения и способствует интенсивному науглероживанию стали при более низкой температуре, чем необходимо для цементации. Кроме того, азот ускоряет диффузию углерода в аустените.
В связи с этим процесс нитроцементации можно проводить при температуре 840-870 оС, вполне подходящей для последующей закалки материала, так что закалку в этом случае можно проводить без охлаждения образцов, сразу из печи, в которой проводилось насыщение. Кроме того, бо-
лее низкая температура насыщения способствует уменьшению деформации деталей, что весьма существенно для порошковых деталей, которые, как правило, изготавливаются с окончательными размерами, без припусков на механическую обработку.
Было проведено исследование процесса нитроцементации образцов медистых и медно-никелевых порошковых сталей различного химического состава (табл. 2).
Таблица 2 - Химический состав и плотность образцов для нитроцементации
Среднее содержание легирующих Плотность, г/см3
№ сплава элементов, вес. %
углерод медь никель прессовки после спекания после ка-либ-ров-ки
1 0,1 3 6,30- 6,10- 6,30-
6,40 6,20 6,40
2 0,2 3 6,30- 6,10- 6,30-
6,40 6,20 6,40
3 0,5 1,5 2 6,78- 6,75- 6,80-
6,82 6,80 6,83
4 0,5 1,5 4 6,75- 6,55- 6,61-
6,79 6,60 6,63
Медистые стали (сплавы 1 и 2) получали из смеси порошков чистых компонентов: порошка железа марки ПЖР3.200.28 ГОСТ9849-86, медного порошка марки ПМС-1 ГОСТ 4960-75 и порошка графита марки ГК-1 ГОСТ 4404-78.
Медно-никелевые стали (сплавы 3 и 4) получали на основе диффузионно-легированных порошков производства фирмы Hoganas (Швеция), углерод вводили в порошковую шихту в виде графита.
Образцы всех составов получали холодным прессованием при давлении 600-700 МПа и спеканием в атмосфере эндогаза в конвейерной печи при температуре 1120 С.
После спекания заготовки подвергали калибровке при давлении 500-600 МПа с целью обеспечения требуемой размерной точности.
Значения плотности заготовок после отдельных стадий технологического цикла приведены в таблице 2. Очевидно, смеси на основе легированных порошков (составы 3-4) имеют лучшую уп-лотняемость, вследствие чего образцы разных составов, изготовленные по одним и тем же технологическим режимам, существенно различаются по плотности: пористость образцов из медистых сталей составляет 19-20 %, из медно-никелевых -13-16 %.
После спекания сплавы 1 и 2 имели фер-ритную структуру с участками перлита. В структуре сплавов 3, 4, легированных никелем, помимо феррита и перлита присутствовал остаточный ау-стенит.
Нитроцементацию образцов проводили в шахтной печи с использованием жидкого цианиза-
тора - триэтаноламина (С2И4ОН^ ТУ6-09-2448-91, который вводился в рабочее пространство в виде капель. При высоких температурах триэтанол-амин разлагается с образованием необходимых насыщающих компонентов - азота и углерода - в активной атомарной форме.
После нитроцементации в течение 1 часа при температуре 860 оС в продуктах разложения триэтаноламина все образцы имели с поверхности бейниттную структуру с включениями карбонитри-дов на глубину 1-1,5мм, по мере удаления от поверхности - трооститная структура, в сердцевине -перлит.
Поверхностная твердость сталей после нитроцементации составляла 60-63 ИЯЛ на образцах сплава 1 и 61-68 ИЯЛ - на образцах сплава 2, отличающегося от первого сплава большим исходным содержанием углерода.
Образцы медно-никелевых сталей имели более высокие значения поверхностной твердости: 60-73ИЯЛ на образцах сплава 4 и до 75 ИЯЛ образцах сплава 3.
Повышенный уровень твердости на образцах медно-никелевых сталей связан, прежде всего, с повышенной плотностью исходных заготовок. Кроме того, легирование сплавов никелем обеспечивает получение более равномерной структуры поверхностного слоя и, как следствие, меньший разброс значений твердости на различных участках поверхности образцов.
Следует отметить также, что материал, содержащий 1,5 % меди и 2 % никеля, отличается от порошковых сплавов других исследованных составов минимальным изменением размеров образцов при спекании. Этот фактор является весьма существенным, поскольку детали, получаемые методами порошковой металлургии, как правило, должны иметь высокую размерную точность.
Таким образом, проведенные исследования показали, что на процессы химико-термической обработки определяющее влияние оказывает по-
ристость материалов. Изученные образцы имеют пористость на уровне 13 - 20 %, то есть относятся к категории полупроницаемых, поэтому насыщение материала происходит не только с поверхности изделия, но и с поверхности открытых пор, что сказывается как на глубине насыщения, так и на равномерности слоя.
С этим связан наблюдаемый большой разброс значений твердости материалов после проведения химико-термической обработки. Лучшие результаты достигаются на образцах с более высокой плотностью.
Кроме того, необходимо отметить, что процесс химико-термической обработки пористых порошковых материалов весьма чувствителен к изменениям технологических параметров /3/, поэтому достаточная стабильность результатов может быть обеспечена только при условии жесткого их соблюдения.
Литература
1. С.С. Ермаков, Н.Ф. Вязников. Порошковые стали и изделия: Л., Машиностроение. 1990. 319 с.
2. В.П. Ялтаев, М.В. Ярмолык. Новые материалы и изделия из металлических порошков. Технология. Производство. Применение. Сборник трудов третьего международного научно-практического семинара. Йошкар-Ола, 28-30 июня 2011 г. С.121-123.
3. Н.Г. Крашенинникова, В.И. Капранова, В. Л. Истомина Новые материалы и изделия из металлических порошков. Технология. Производство. Применение. Сборник трудов второго международного научно-практического семинара. Йошкар-Ола, 17-19 июня 2008 г. С.120-122.
4. А.Р. Камалиева, И.Д. Сорокина, А.Ф. Дресвянников. Комплексная оценка качества алюмо- и железосодержащих реагентов для очистки воды. Вестник Казан. технол. ун-та. 2013.Т.16, №20. С.35-42.
5. В.А. Довыденков, Е.В. Соловьева, О.С. Зверева, Р.С. Сальманов. Эволюция структуры и механических свойств псевдосплава, полученного из композиций на основе порошков железа, его оксидов и связующего после инфильтрации. Вестник технол. ун-та. 2015. Т.18, №1. С 138-140.
© Н. Г. Крашенинникова, к.ф.-м.н., доцент кафедры химии ПГТУ г. Йошкар-Ола, NadKrash@yandex.ru; В. И. Капранова, главный технолог НПП ООО «Марат» г. Йошкар-Ола; С. Я. Алибеков, д.т.н., профессор кафедры МиМ ПГТУ, AlibekovSY@volgatech.net; Р. С. Сальманов, к.т.н.. доцент кафедры физики КНИТУ.
© N. G. Krasheninnikova, candidate of physico-mathematical Sciences associate Professor of MIM PGTU, Yoshkar-Ola, NadKrash@yandex.ru; V. I. Kapranova, chief technologist SPE SLL «Марат»; S. Ya. Alibekov, Ph.D., Professor of MIM PGTU, Yoshkar-Ola, AlibekovSY@volgatech.net; R. S. Salmanov, Ph.D., assistant professor of physics KNRTU.
