Технологии горячего прессования и деформирования порошковых заготовок

      УДК 621.762
      ТЕХНОЛОГИИ ГОРЯЧЕГО ПРЕССОВАНИЯ И ДЕФОРМИРОВАНИЯ ПОРОШКОВЫХ ЗАГОТОВОК
      Ю.Г. Дорофеев, В.Ю. Дорофеев

1. ИСТОРИЧЕСКАЯ СПРАВКА
        
       Необходимость разработки новых материалов, инструментов, оборудования всегда вызывается постоянно возникающими все новыми потребностями отдельных предприятий и народного хозяйства в целом. Не исключением в этом отношении является и порошковая металлургия, целью которой изначально являлось изготовление изделий из порошка платины. История возникновения других направлений порошковой металлургии аналогична: по мере возникновения новых потребностей в ее продукции возникали все новые технологические процессы для удовлетворения этих потребностей. Процессы эти, как правило, возникали на базе уже существующих разработок.
       Предпосылками начала развития Новочеркасской научной школы по созданию порошковых материалов с повышенной плотностью и прогнозируемыми функциональными свойствами явились, с одной стороны, накопленные еще 40-50 лет назад коллективом сотрудников опыт горячего брикетирования металлической стружки под молотом с целью получения высококачественного сырья для переплавки или заготовок для получения изделий [1,2]. Следует отметить, что примерно одновременно была начата переработка металлоотходов методом горячего брикетирования в Белорусии [3,4]. Немаловажным стимулом для развития работ по рациональной переработке металлоотходов стал непрерывно возрастающий спрос на высокопрочные порошковые изделия и расширяющаяся сырьевая и производственная база в Южно-Российском регионе. До начала 90-х гг. были созданы цеха, участки, отдельные установки для производства изделий горячим прессованием пористых порошковых заготовок в закрытых штампах, названным в НПИ методом динамического горячего прессования (ДГП), а за рубежом – горячей штамповкой (ГШ), который получил признание и интенсивно развивался до распада СССР. Одновременно создавались научные основы ДГП и сопутствующих процессов, готовились научно-педагогические кадры. Следует отметить что эти работы велись практически параллельно с разработкой теории и технологии обработки порошковых материалов взрывом в Белоруссии, при тесном содружестве и взаимопомощи созданных научно-исследовательских коллективов.
       Бурное расширение спроса на продукцию порошковой металлургии, многочисленные научные и технологические проблемы, возникающие при освоении ее промышленного производства, особенно такого его специфического вида, каковым являются горячедеформированные порошковые материалы (ГДПМ) и изделия, - привели к необходимости концентрации исследований преимущественно в направлении разработки технологии ГШ порошковых объектов. Создавались научные основы этого процесса, интенсифицировались разработки новых ГДПМ, инструментальных оснасток и оборудования для получения из них изделий разнообразного назначения.
       В 90-х гг. возможности проведения исследований и реализации их результатов в промышленности резко сократились. Однако и в эти годы научное направление продолжало функционировать, проводились работы в рамках федеральных программ фундаментальных и инновационных исследований, а также отдельные инициативные разработки.
       К числу показателей результативности выполненных работ можно отнести защиту по тематике научного направления 8 докторских и свыше 150 кандидатских диссертаций. Опубликовано более 1400 печатных работ, в том числе 10 монографий, около 50 публикаций в зарубежной печати. Получено 126 авторских свидетельств и патентов на изобретения. В университете проведено 8 всесоюзных и международных конференций, неоднократно собирались научно-технические семинары и совещания.
      
      2. СУЩНОСТЬ ТЕХНОЛОГИИ ДГП И ЕГО НАУЧНЫЕ ОСНОВЫ
      
       Технология ДГП включает операции приготовления и холодного прессования порошковой шихты требуемого состава, нагрева и выдержки полученной заготовки в контролируемой атмосфере, горячей ее допрессовки на быстроходном оборудовании и при необходимости – последующей обработки полученного изделия. Формирование материала происходит, в основном, на стадии горячей допрессовки. Остальные операции – вспомогательные, их целью является обеспечение технологичности процесса, создание условий для проведения горячей допрессовки, а также расширение возможностей способа в отношении повышения качества поверхностей деталей, свойств их материала и др. Эти операции имеют аналоги, встречающиеся при обработке порошковых и монолитных материалов, параметры их проведения часто корректируют с целью улучшения условий формирования изделий при ДГП. Операция ДГП благодаря специфике используемой заготовки таких аналогов не имеет.
       Особенности пористых заготовок обусловливают принципиальные отличия наблюдаемых здесь явлений от тех, которые имеют место при соответствующей обработке монолитных материалов, а наличие кратковременного интенсивного термомеханического воздействия на обрабатываемый материал – большинства разработанных в порошковой металлургии технологических процессов. Многообразие этих процессов приводит к необходимости синтезирования в научных основах ДГП некоторых теоретических положений порошковой металлургии, обработки металлов давлением, металловедения, сварки давлением, теории прочности и др. Существует и обратная связь – установление закономерностей, присущих ДГП, способствует развитию более общих представлений, сложившихся в этих отраслях знаний.
       Преимущественное влияние на результаты всего технологического процесса ДГП оказывают уплотнение пористой заготовки, сращивание на межчастичных контактных поверхностях, пластическая деформация заготовки в целом и материала ее частиц. Большую роль играют также структурообразование формируемого материала и диффузионные процессы, которые могут происходить на всех стадиях реализации технологии, связанных с нагревом и пластической деформацией заготовки. Закономерности этих явлений и составляют научные основы ДГП.
       Уплотнение нагретой пористой порошковой заготовки отличается от уплотнения порошка из насыпного состояния отсутствием стадии взаимного перемещения  и поворота частиц (структурная деформация). Затруднение условий затекания материала частиц с уменьшением размера и количества пор обусловливает наличие политропической или экспоненциальной зависимости между работой или давлением прессования и соответствующей им плотностью, а также появление предельных значений пористости, начиная с которых уплотнение резко затормаживается. Установлено влияние на процесс уплотнения технологических факторов: пористости заготовки, гранулометрического состава исходного порошка, температуры и времени выдержки заготовки при нагреве, соотношения ее размеров, скорости прессования и др. Сделана попытка выявления связи между характеристиками процесса уплотнения и физическими константами материала.
       Образование связей на контактных поверхностях частиц, названное нами сращиванием, происходит практически на всех стадиях технологии ДГП. Обнаружена определенная «наследственность» в протекании этого процесса. Качество контакта зависит от степени взаимодействия атомов зёрен, составляющих частицы порошка. Этот критерий был взят за основу условной классификации сращивания как «меж» и «внутрикристаллитного». Возникшие связи могут разрушаться на последующих этапах обработки с образованием новых, причем преимущественно разрушаются межкристаллитные участки сращивания [5].
       Сущность внутрикристаллитного сращивания заключается в слиянии поверхности зерен двух контактирующих частиц во время действия внешнего давления. При этом ориентировка одного из зерен оказывается, вероятно, более «жесткой» в отношении действующего усилия, процессы скольжения развиваются в нем менее интенсивно, тогда как в другом происходит множественное скольжение и поворот блоков в положение, соответствующее «жесткому» зерну. Обеспечение такого соответствия ориентировки приводит к коалесценсии блоков пластичного зерна с субзернами «жесткого», увеличивая его размеры, что равносильно миграции начальной границы поверхности в глубину более пластичного зерна. Такой тип внутрикристаллитного сращивания возможен при достаточном уровне термомеханического воздействия: при его недостаточной величине наблюдается только межкристаллитное сращивание и свойства исходного металла не достигаются.
       Определяющее влияние пластической деформации при ДГП на результаты процесса объясняется тем, что именно за счет нее происходит уплотнение заготовки, активация материала приконтактных участков частиц за счет выхода на них дислокаций и вакансий, формообразование изделия. Обнаруженная повышенная чувствительность пористой заготовки к схеме напряжений, которые действуют на материал ее различных зон, приводит к наличию резкой разницы величины пластичности в продольном и поперечном направлении к давлению прессования и затруднению перераспределения материала в поперечном направлении. Полученные аналитические зависимости этого перераспределения нашли экспериментальное подтверждение.
       Структурообразование материала при ДГП протекает в условиях его интенсивной пластической деформации и ускоренного охлаждения за счет теплоотдачи стенкам относительно холодной пресс-формы, что обеспечивает проявление эффекта термомеханической обработки. Материалы ДГП, как правило, имеют мелкозернистую структуру и высокие физико-механические, эксплуатационные и другие свойства. Они определяются параметрами всех основных этапов технологического процесса, начиная от характеристик используемых порошков и кончая степенью термомеханического воздействия при горячей допрессовке. Изменяя эти параметры, получаем материалы с заданной структурой и свойствами. Дополнительным средством такого управления является последующая термообработка.
       Роль диффузионных процессов в технологии ДГП определяется необходимостью производства изделий из порошковых сплавов и практически полным отсутствием соответствующих им порошков. В ряде случаев даже при их наличии по технологическим соображениям более целесообразно использовать шихту, состоящую из порошков, входящих в состав сплава компонентов. Определено влияние некоторых параметров технологии ДГП на диффузионную подвижность элементов, образующих твердые растворы внедрения и замещения. Причем для первых по сравнению с монолитными материалами она замедлена, а для вторых – ускорена. Причины такого различия – повышенные дефектность структуры порошкового материала и содержание неметаллических включений.
       В результате проведения обширных исследований была показана возможность и определены оптимальные технологические параметры получения материалов разнообразного назначения: конструкционных и инструментальных, антифрикционных и износостойких, дисперсионно-упрочненых и армированных, электротехнических и др. Достаточно высоки свойства порошковых углеродистых и легированных сталей, материалов на основе меди, чугунной стружки и окалины, сплавов для постоянных магнитов, дисперсионно-упрочненных, волокнистых и др.
       Большинство порошковых технологий, эффективных в условиях массового производства, изначально было ориентировано на получение деталей автомобилей, тракторов, сельскохозяйственных машин. Не исключением в этом отношении является и метод горячей штамповки пористых заготовок (ГШПЗ), который на протяжении почти 50-ти лет разрабатывается на кафедре «Материаловедение и технология материалов» (МиТМ) ЮРГТУ (НПИ). Требования к точности автомобильных деталей, как правило, выше, чем для аналогичных по функциональному назначению деталей тракторов и сельхозмашин, поэтому на первом этапе развития ГШПЗ основное внимание уделялось исследованиям, целью которых было получение изделий для последних двух потребителей. Заказчиками горячештампованных порошковых изделий являлись Волгоградский тракторный завод, Лиепайсельмаш, Таганрогский комбайновый завод и др. В цехе порошковой металлургии завода «Ростсельмаш» был создан участок динамического горячего прессования (ДГП), в современной терминологии – ГШПЗ. Конструкция изделий, изготовление которых переводилось на технологию ГШПЗ, постепенно усложнялась.
       На первом этапе была разработана технология получения детали «ролик подборщика» комбайна «Нива», сконструированы автоматизированные установки с производительностью 200-300 деталей/ч, штампы для холодного и горячего прессования, устройства для индукционного нагрева заготовок, предложены методы их защиты от окисления и обезуглероживания, смазки и т.д. [5,6]. Впоследствии стали изготавливать более сложные по конфигурации изделия: сателлиты дифференциала, венцовые шестерни, подпятники, звездочки и др. В середине 80-х гг. с учетом накопленного опыта на заводе «Ростсельмаш», а также при изготовлении большой номенклатуры конструкционных порошковых изделий на других предприятиях бывшего СССР Воронежским специальным конструкторским бюро кузнечно-прессовых машин и автоматических линий (ЭНИКМАШ) разработаны проекты специализированных автоматов (кривошипных прессов) усилием 6300 и 4000 кН для ГШПЗ, которые были изготовлены на Чимкентском заводе кузнечно-прессовых машин. Автоматы обеспечивают получение горячештампованных изделий простой и сложной формы (гладкие втулки, втулки с наружным или внутренним буртом, конические, шевронные, цилиндрические шестерни и др.) с остаточной пористостью 2 – 4%, точностью размеров по 8 – 9 квалитету и чистой поверхности Rz=2,5.
       Однако потенциальные возможности специализированных автоматов в плане дальнейшего расширения номенклатуры порошковых изделий, накопление опыта в процессе их эксплуатации, решении неизбежных проблем, связанных с качеством выпускаемой продукции, стойкостью прессового инструмента, экономической целесообразностью их применения – реализованы не были по причине общей деградации промышленного производства на территории бывшего СССР. Информация по разработке промышленной технологии ГШПЗ в СССР обобщена в изданной в 1990 г. коллективной монографии сотрудников кафедры МиТМ ЮРГТУ (НПИ) [5]. Примерно в это же время в США была опубликована аналогичная монография Х. Куна и Б. Фергусона [7]. Сопоставив эти две работы, можно прийти к выводу о том, что на протяжении более 20-ти лет разработка технологии ГШПЗ в СССР и США велась почти синхронно. Многие технические решения, неся на себе отпечаток индивидуальности и оригинальности места происхождения, тем не менее, в основных своих чертах весьма схожи. С нашей точки зрения это обстоятельство указывает на то что, в 70 – 80-е гг. вряд ли возможно было предложить иные варианты технологии, конструкции инструмента и т.д.
       С начала 90-х гг. интерес к ГШПЗ заметно упал [8,9]. Следует отметить, что в противоположность бывшему СССР, где снижение объема НИР в области ГШПЗ в значительной мере было обусловлено политико-организационными обстоятельствами, в развитых странах оно связано с развитием альтернативных технологий. Несмотря на все упомянутые негативные явления последних лет, исследования ГШПЗ научной и прикладной направленности в ЮРГТУ (НПИ) не прекращаются. Разработаны оригинальные варианты технологии и инструментальные оснастки. Примерами являются методы формования комбинированных двухслойных изделий, поперечной штамповки, формования вдавливанием элементов инструмента в тело нагретой пористой заготовки или с элементами экструзии ее материала и др.
       Анализ всех альтернативных ГШПЗ технологий производства конструкционных изделий показывает, что они не обеспечивают достаточно надежно достижение плотности на уровне горячедеформированных порошковых материалов при сопоставимых энергетических затратах и стойкости инструмента [8,9]. Недостатки ГШПЗ также очевидны. Тем не менее, ее неоспоримым и реализованным далеко не в полной мере преимуществом является возможность совмещения процессов уплотнения, формообразования и термомеханической обработки. В настоящее время на некоторых машиностроительных предприятиях России, выпускающих, в частности, изделия для автомобилей, тракторов, сельхозмашин, наметилась тенденция некоторого оживления промышленного производства. Это позволяет взглянуть с оптимизмом на перспективы развития ГШПЗ уже в ближайшие годы.
      
      3.РАЗВИТИЕ РАБОТ В ОБЛАСТИ ПРОБЛЕМЫ
      МЕЖЧАСТИЧНОГО СРАЩИВАНИЯ
      
       Углубление знаний о сращивании раскрывает его роль в процессах уплотнения, формования и структурообразования, являющихся основой формирования порошкового материала.
       Одним из основополагающих процессов формирования порошкового материала является сращивание материала частиц на уже имеющихся и вновь образующихся контактных поверхностях. Понятие сращивания включает в себя всю совокупность процессов, в результате которых структура материала в области бывшей поверхности физического раздела соединяемых  составляющих порошкового материала приближается к зернограничной структуре монолитного материала.
       Актуальность изучения сращивания вытекает из того очевидного факта, что без достижения определенного уровня развития  этого процесса бесполезно применять какие-либо воздействия на порошковый материал для повышения его свойств.
       Первые работы, посвященные исследованию межчастичного сращивания, появляются в 1968 г. [10,11]. Понимая сложность этого процесса, авторы совершенно оправданно применили в своих исследованиях метод физического моделирования, заключающийся в использовании в качестве исходных материалов более крупных макротел, чем реальные порошковые частицы. Данная экспериментальная методика широко используется и в сегодняшних работах. Наряду с определением наиболее благоприятного температурного интервала горячего деформирования, обеспечивающего максимальный уровень механических свойств, авторами было установлено, что наиболее чувствительной характеристикой качества сращивания является относительное сужение. В этих работах подчеркивается многогранность сращивания, влияние на этот процесс фазовых превращений, подвижности дислокаций, образования  атмосфер Котрелла, формирования контакта на атомном уровне. Выводы авторов во многом определили направление последующих исследований.
       Монография Ю.Г. Дорофеева [4] примечательна появлением классификации сращивания по степени его завершенности на межкристаллитное и внутрикристаллитное. В основу этого разделения положен факт прорастания зерна через бывшую границу физического раздела частиц, устанавливаемый при микроструктурном анализе.  Значение этого теоретического положения трудно переоценить, так как оно служит основой выводов последующих исследований, проводимых на субмикроскопическом уровне.
       Авторы работы [12] отмечают неравноценность температурных и механических факторов при различных стадиях динамического горячего прессования. Если при низких температурах затраты значительной механической энергии не приводят к существенному улучшению качества контакта, то при высоких приложение механической энергии оказывается более эффективным средством улучшения качества сращивания, чем повышение температуры. Следовательно, существует температурно-энергетический минимум воздействия на пористую заготовку, обеспечивающий достижение максимального уровня сращивания. Значение этой работы заключается в использовании относительной площади физического контакта при динамическом горячем прессовании не модельных образцов, а пористых заготовок из железного порошка.
       Электронно-микроскопические исследования зоны сращивания позволили выявить субмикропоры, как характерный морфологический элемент, возникающий при контактировании металлических поверхностей без их предварительной подготовки [13,14]. При этом отмечается отличие межчастичной поверхности сращивания от границы зерна, которое заключается в расположении на первой субмикропор.
       Исследования [15,16], в которых впервые используется анализ спектров Оже-электронов, положили начало рассмотрению роли сегрегаций примесных и легирующих элементов в процессе формирования горячедеформированного порошкового материала. Их результаты свидетельствуют о существенном влиянии сегрегации примесей на процесс сращивания. Отмечается, что повышение сегрегации примесей и количества неметаллических включений на внутренних поверхностях раздела снижает влияние горячей пластической деформации на сращивание и, как следствие, на прирост механических свойств.
       Влияние последующей термической обработки на качество сращивания горячештампованных порошковых материалов исследовано в работе [16]. Уже сам факт зависимости структурно-чувствительных свойств материала от режимов отжига свидетельствует о высоком качестве зоны сращивания. Так, температурная зависимость пластических свойств отожженного материала, изготовленного из порошка с низким содержанием примесей,  объясняется не улучшением качества межчастичного сращивания, а наследованием в процессе отжига анизотропной субструктуры горячештампованного материала. Если структура зоны сращивания, сформированная на стадии горячей допрессовки, содержит дефекты, то в зависимости от их концентрации отжиг или способствует повышению характеристик трещиностойкости и пластичности материала в результате распада исходной межчастичной границы в ходе рекристаллизации и ее миграции, или не оказывает влияния на структуру зоны сращивания и на свойства материала.
       Накопленный к 1990 г. объем теоретических положений о природе межчастичного сращивания позволил группе авторов подготовить и издать учебное пособие [17], посвященное этому процессу, которое широко используется не только студентами, но и аспирантами и научными работниками.
       Продолжающиеся интенсивные исследования природы и механизмов межчастичного сращивания, влияния этого процесса на функциональные свойства горячедеформированных порошковых материалов отражены в монографии [18]. Качество сращивания и уровень структурно-чувствительных свойств определяются характером взаимодействия возникших при развитии контакта межчастичных поверхностей сращивания (МЧПС) и расположенных на них субмикропор и неметаллических включений, а также сегрегационной атмосферой. Если степень термомеханического воздействия на формируемый материал не обеспечивает реализацию условий, необходимых для отрыва МЧПС от зернограничных дефектов, то сращивание является межкристаллитным. Внутрикристаллитное сращивание формируется при освобождении мигрирующей МЧПС от субмикропор и неметаллических включений. По мере уменьшения плотности зернограничных дефектов, обеспечиваемого созданием больших движущих сил миграции, наблюдается переход от интеркристаллитного разрушения к волокнистой структуре излома. Установлено, что залечивание субмикропор происходит по диффузионному механизму, движущаяся МЧПС увлекает субмикропоры, что интенсифицирует уменьшение их размеров. Определены условия отрыва МЧПС от субмикропор, получаемая структура характеризует внутрикристаллитное сращивание и обеспечивает более высокий уровень механических свойств.
       Опираясь на созданную теоретическую базу, исследователи расширяют круг рассматриваемых горячедеформированных материалов. Интересные результаты получены в научной работе [19], в которой исследовалось формирование  горячедеформированных порошковых сталей из легированных  порошков отечественного и импортного производства. Наилучшие условия для формирования горячедеформированных материалов создаются при перекрытии оптимальных температурных интервалов межчастичного сращивания в ходе горячей допрессовки и квазистатического сращивания. При этом межчастичное сращивание завершается на всей контактной поверхности. Для некоторых сталей температурный интервал горячей допрессовки, обеспечивающий оптимальные условия миграции МЧПС, оказывается ниже температуры протекания квазистатического сращивания. Если выбран нижний интервал температур, то межчастичное сращивание не завершается на контактных участках, образовавшихся в конце горячей допрессовки. При более высокой температуре возможно превышение силы торможения значения движущей силы миграции МЧПС и формирования только межкристаллитного сращивания.
       Одним из существенных факторов, влияющих на миграцию МЧПС, является ее взаимодействие с сегрегационной атмосферой. Авторами работы [20] проанализирован эффект сегрегационного торможения миграции МЧПС и предложена методика его расчета, позволяющая, основываясь на известном законе распределения элементов на поверхности металлических частиц, управлять процессом формирования структуры зоны сращивания.
       Углубление знаний о сращивании раскрывает его роль в процессах уплотнения, формования и структурообразования, являющихся основой формирования порошкового материала. Уплотнение порошкового тела сопровождается развитием контактной поверхности, на всем протяжении которой необходимо завершить сращивание. При формовании детали возникает задача недопустимости образования макро- и микротрещин, значит должен быть достигнут определенный уровень сращивания. В противном случае необходимо создание условий для их залечивания по известным механизмам сращивания. Структурообразование должно приводить к появлению зависимости свойств материала от внутризеренной структуры, что невозможно без трансформации межчастичной поверхности в высокоугловую границу.
       И исследователи, и практики объективно относятся к роли и значению сращивания, что обусловливает растущий интерес к более глубокому пониманию его сущности.

4. СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ УГЛЕРОДИСТЫХ И
НИЗКОЛЕГИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛОВ
И ИХ СВОЙСТВА

       Кафедра МиТМ, начиная с 60-х годов прошлого столетия, занимается вопросами получения безуглеродистых и углеродистых низколегированных высокоплотных порошковых материалов путем горячей обработки давлением пористых заготовок [21-23].
       Необходимым условием для широкого внедрения методов порошковой металлургии в промышленность является создание материалов, обладающих высоким комплексом механических, эксплуатационных и технологических свойств.
       В зависимости от требований, предъявляемых к изделиям, и условий их эксплуатации выбирается химический состав материалов и способ получения.
       Одним из наиболее эффективных путей повышения уровня свойств порошковых материалов является их легирование. Однако  эти материалы обладают значительной гетерогенностью структуры, что неоднозначно сказывается на уровне и стабильности их свойств. Гомогенность структуры, в свою очередь, определяется видом и способом введения легирующих добавок и углерода, параметрами технологического процесса получения материалов и изделий.
       Использование безуглеродистых материалов представляется целесообразным при повышенных требованиях к стабильности химического состава, свойств изделий и возможности обеспечения их уровня при последующей термической (ТО) или химико-термической обработке (ХТО).
       Для достижения заданной цели на первый план выдвигается задача оптимизации состава материалов, разработки структурообразования на разных стадиях технологического процесса их получения. В настоящее время используются материалы, которые в зависимости от способа введения в них легирующих добавок можно разделить на три основные группы:
       Материалы, полученные из смеси порошков компонентов.
       Материалы, полученные из диффузионно-легированных порошков.
       Материалы, полученные из порошков сплавов.
       В основном легирование проводится медью, никелем, молибденом - элементами, которые обладают незначительным сродством к кислороду. Несколько реже в качестве легирующих добавок используют хром, марганец, ванадий, которые обладают значительным сродством к кислороду. Однако эти элементы позволяют значительно повысить прочность и прокаливаемость порошковых сталей.
       Структурообразование порошковых материалов протекает на всех стадиях технологического процесса, начиная от производства исходных порошков, заканчивая заключительными операциями ТО. Использование легированных материалов без их ТО вообще является нецелесообразным. При проведении ТО необходимо учитывать особенности структуры порошковых материалов: наличие наряду с микропорами и неметаллическими включениями неоднородности в структуре металлической основы в результате локальной концентрации отдельных компонентов. Поскольку структура материалов определяет их свойства, то необходимо рассматривать влияние на процессы структурообразования различных факторов:
       - вида и количества легирующих добавок;
       - способа введения легирующих добавок в шихту;
       - дисперсности порошков;
       - количества, формы и распределения неметаллических включений в системах;
       - степени предшествующей пластической деформации порошков;
       - параметров технологического процесса.
       В статье представлены результаты исследований структуры и свойств материалов, легированных медью, никелем, молибденом, марганцем, хромом  и полученных из распыленных и диффузионно-легированных порошков (таблица 1).
      

                                           
Таблица 1. Химический состав используемых порошков

Марка порошка
Содержание элементов, %

Feобщ
Feмет.
Ni
Cu
Cr
Mn
Mo
C
Si
O2
Сумерон4100-S
95,64
94,2
-
-
0,83
0,73
0,25
0,01
0,01
0,11
ХН2Г
95,15
93,8
1,65
0,12
0,46
0,40
-
0,01
0,05
0,46
ATST-A
95,60
94,6
1,50
1,80
-
0,21
0,50
0,03
0,11
0,03
Distaloy SA
основа
1,75
1,50
-
0,07
0,50
0,01
0,03
0,03
ультрапак 1
основа
3,85
1,54
-
0,15
0,43
0,017
0,06
0,23
ультрапак 2
основа
1,90
2,00
-
0,30
0,58
0,025
0,06
0,31
      
      
       Легированные порошки, полученные распылением, являются наиболее предпочтительными при получении из них материалов ДГП. Легирование  хромом, никелем и марганцем более эффективно в присутствии в материалах углерода. С целью получения сталей с различным содержанием углерода в шихту вводили карандашный графит в количестве 0, 3 – 0, 8 %. При получении материалов использовался единый технологический процесс, включающий холодное прессование (ХП) формовок, гомогенизирующее спекание (СП) и последующую горячую допрессовку в закрытых штампах (ДГП).
       После ДГП проводилась предварительная и окончательная ТО. Предварительная ТО рекомендуется для снятия внутренних напряжений, приближения структурного состояния к равновесному, увеличения однородности структуры, повышения пластичности материалов, повышения стабильности свойств. При назначении режимов ТО учитывалось, что в порошковых сталях процессы превращения феррито-перлитных смесей в аустенит и его гомогенизация смещаются в область более высоких температур из-за пониженной диффузионной подвижности углерода и значительной дефектности структуры. Так как порошковые материалы являются наследственно мелкозернистыми, то повышение температур термообработки не вызывает роста аустенитного зерна и снижения свойств. Материалы подвергались отжигу с нагревом до температуры 870 °С и улучшению: закалке от температуры 870 °С в масло и высокому отпуску при температуре 500 °С с выдержкой в течение часа. Синтетические порошковые стали (из смеси порошков компонентов) калят в воде, поскольку из-за  значительной гетерогенности их структуры и неустойчивости переохлажденного аустенита при более медленном охлаждении образуется не мартенсит, а феррито-цементитная смесь различной дисперсности.
       Проведенные ранее исследования показали, что получение материалов без предварительного спекания перед ДГП не обеспечивает требуемой структуры и свойств. Структура неоднородная, неметаллические включения присутствуют в виде сетки по границам зерен и отдельно залегающих крупных включений оскольчатой формы. Легирующие элементы, располагаясь по поверхности частиц из-за преобладания поверхностной диффузии, образуют на поверхности частиц порошка железа высоколегированные участки твердых растворов, практически не диффундируя к центру. Углерод растворяется не полностью, и после ДГП структура состоит из мартенсита и нетравящихся светлых участков  твердого раствора. Результаты механических свойств материалов из порошка ХН2Г с различным содержанием углерода представлены в табл. 2.
      

                                           
Таблица 2. Свойства сталей ХН2Г с различным содержанием углерода
      
Технология получения сталей
Содержание углерода, %
?в, МПа
?, %
?, %
KCU,
кДж/ м2
ДГП
0,1
0,2
0,3
0,5
850
1400
1530
1500
4,0
4,0
2,6
0,0
22,0
14,0
10,0
0,0
700,0
300,0
160,0
100,0
ДГП+ отжиг
0,1
0,2
0,3
0,5
440
500
650
840
8,5
8,0
6,5
4,8
65,5
55,5
47,5
31,0
1600,0
1200,0
886,0
550,0
ДГП+закалка+
отпуск
0,1
0,2
0,3
0,5
800
1050
1220
1350
5,0
8,5
8,4
8,3
28,6
35,0
30,0
24,0
630,0
520,0
450,0
330,0

       Как видно из таблицы 2, с увеличением содержания углерода в сталях растет предел прочности ?в, а показатели пластичности (относительное удлинение ? и относительное сужение ?), а также ударная вязкость KCU падают. Характерным для материалов, полученных из легированных распыленных порошков, является наличие после ДГП удовлетворительной ударной вязкости, что не обнаруживается у разнообразных легированных сталей, полученных из смеси порошков компонентов. Проведение окончательной ТО позволяет повысить  комплекс механических свойств, особенно ударной вязкости, в 1,5 – 3,0 раза в зависимости от содержания углерода в сталях.
       Изучение характера разрушения полученных материалов позволило установить, что поверхность разрушения неоднородная, наблюдаются участки вязкого и хрупкого разрушения. В ходе технологического процесса формируются в большинстве участки внутрикристаллитного сращивания наряду с межкристаллитным. При внутрикристаллитном сращивании субмикропоры и оксидные включения отсутствуют на межзеренных поверхностях сращивания, неметаллические включения сосредоточены в основном по поверхности образцов. На изломах в зоне вязкого разрушения они располагаются в порах и имеют глобулярную форму. В нераскрывшихся порах находятся неметаллические включения остроугольной формы. При таком виде сращивания обеспечивается наиболее высокий комплекс механических свойств, повышается склонность материала к вязкому разрушению. Эти результаты позволяют рекомендовать распыленные порошки, легированные даже элементами, обладающими большим сродством к кислороду при регламентированном его содержании для высокоплотных деталей с требуемым уровнем механических свойств.
       Диффузионно-легированные порошки в основном предназначаются для получения из них изделий прессованием и спеканием благодаря их химическому составу и малой склонности к сегрегации.  Однако для устранения остаточной пористости после спекания изделия также подвергаются горячей обработке давлением.
       В таблице 3 представлены результаты исследования механических свойств  материалов с  содержанием углерода 0, 30 %.
      

Таблица 3. Механические свойства сталей после улучшения
      
Используемые порошки
Механические свойства

ХП + ДГП + улучшение
ХП + СП + ДГП + улучшение

?в, МПа
?, %
?, %
KCU,
кДж/ м2
?в, МПа
?, %
?, %
KCU,
кДж/ м2
Сумерон4100-S




1220
8
30
450
ХН2Г




1200
7
30
400
ATST-A




1300
10
32
600
Distaloy SA
1000
6
25
350
110
10
35
620
ультрапак 1
950
0
0
120
1100
7
30
300
ультрапак 2
1000
0
0
150
1150
8
27
350
      
       Улучшение также не обеспечивает однородной структуры, наряду с сорбитом остаются участки с мартенситной ориентацией. Такая неоднородность структуры приводит к заметному снижению механических свойств. Использование предварительного спекания повышает свойства материалов примерно на 30 %. Это можно объяснить более активным протеканием диффузионных процессов, образованием однородной структуры, меньшим количеством в ней дефектов, формированием качественных металлических контактов.
       Все стали, полученные ХП+СП+ДГП, после термообработки имеют сорбитную структуру. Наилучшее сочетание свойств получено у материалов из распыленного порошка АTST-А, что объясняется его химическим составом (отсутствием хрома) и достаточно низким содержанием кислорода. Количество оксидов в этих материалах незначительное и соответствует первому баллу. Порошок сумерон 4100-S имеет самое низкое содержание кислорода, но хром в нем, как и в порошке ХН2Г, не весь находится в твердом растворе, а значительная часть его присутствует в виде оксидов, что способствует снижению характеристик пластичности и ударной вязкости полученных материалов.
       Материалы из порошков ультрапак имеют пониженную пластичность и ударную вязкость, что можно объяснить более высоким содержанием в них кислорода и других примесных элементов. Диффузионно-легированные порошки рекомендуется применять при использовании ДГП в том случае, когда изделия имеют сложную конфигурацию и тонкие стенки, а эти порошки обладают высокой формуемостью и уплотняемостью, позволяют получать однородную структуру, обеспечивая высокий комплекс механических свойств.
      
5. ФОРМИРОВАНИЕ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ
НА ОСНОВЕ МЕХАНИЧЕСКИ АКТИВИРОВАННЫХ ШИХТ
      
       При получении функциональных порошковых композиционных материалов  особый интерес представляет технология механохимической активации (МХА) материла частиц порошка в высокоэнергетических мельницах. В процессе МХА часть механической энергии усваивается твердым телом при образовании новых поверхностей и дефектов. Наряду с измельчением частиц повышается их поверхностная активность и дефектность структуры материала, происходит ускорение твердофазных химических реакций. Механосинтез является одним из способов получения нанокристаллических порошков. В ЮРГТУ (НПИ) предложены технологии МХА многокомпонентных порошковых шихт Cu – Al2O3 [24], металлостеклянных материалов на основе железа и стали 110Г13 [25,26], стружки БрАЖ и порошков ферромарганца [27], а также стали 110 Г13 и стружки Д – 16 с добавками ортоборной кислоты [28-31].
       Одним из интенсивно развивающихся направлений в разработке высокоплотных порошковых композиционных сплавов, способных работать в условиях высоких температур и длительно действующих напряжений, является стабилизация микрогетерогенной структуры искусственно вводимыми мелкодисперсными частицами упрочняющих фаз. В результате исследования процесса механической активации в аттриторе многокомпонентных шихт дисперсноупрочненных материалов (ДУМ) Cu – Al2O3 выявлено образование агломератов из частиц Cu – Al2O3 на первом этапе обработки (???кр). При увеличении продолжительности (?>?кр=0,75 ч) процессы разрушения превалируют над процессами агломерации, происходит шаржирование меди частицами Al2O3 и плакирования частиц Al2O3медью. Формирование горячедеформированных ДУМ на основе агломератов Cu – Al2O3 и механически активированной меди при оптимальном содержании оксида алюминия 4% (по массе) обеспечивает повышенную эксплуатационную надежность электродов для точечной сварки. Твердость дисперсноупрочненных ПКМ медь-оксид алюминия-активированная медь составляет НВ 1100…1200 МПа.
       С целью повышения эксплуатационных и физико-механических свойств ДУМ предложено проведение обработки в высокоэнергетической мельнице частиц меди с нанесенным слоем  Al2O3, полученным путем разложения алюминатного раствора [32]. Частичное разрушение слоя Al2O3 в процессе механической активации обеспечивает повышение качества формования холоднопрессованной заготовки и формирования горячедеформированного биметаллического ПКМ с твердостью поверхностного слоя Cu – Al2O3 HRB 75…85.
       Снижение неоднородности деформаций поверхностных слоев и основы биметаллического ДУМ достигается при реализации технологии, включающей приготовление шихты с поверхностным слоем на основе порошков меди в состоянии  поставки и частиц меди с нанесенным слоем Al2O3, формование биметаллической заготовки, кратковременный нагрев и последующую горячую штамповку. Введение оптимального количества порошка меди 15 % (по массе) в состоянии поставки обеспечивает максимальную твердость (рис. 1) поверхностного слоя, повышает прочность его соединения с основой при снижении себестоимости изготовления ПКМ.
       Предложена гипотеза формирования материала на основе смеси механически активированной  шихты Cu – Al2O3 и порошка меди в состоянии поставки. Нанесение слоя Al2O3 путем разложения алюминатного раствора на частицы медного порошка приводит к снижению качества сращивания при спекании. В процессе механической активации оксидные пленки частично разрушаются и формируются композиционные частицы за счет сращивания на вновь созданных ювенильных поверхностях в условиях интенсивного действия сжимающих и сдвигающих напряжений. При введении до 15 % (по массе) порошка меди его частицы, расположенные в порах металлокерамического каркаса Cu – Al2O3, повышают плотность формовки и горячедеформированного материала. Формирование материала при горячей штамповке можно представить как непрерывно-последовательный процесс «развития – разрушения – создания – развития - ...» металлических связей на ювенильных поверхностях. Введение частиц порошка меди в поры каркаса снижает необходимую степень деформации, значения максимальной приведенной работы и вероятность разрушения связей, созданных при холодном прессовании и нагреве.

      
       В процессе аттриторной обработки смесей разнородных компонентов установлен эффект повышения интенсивности диспергирования при оптимальном соотношении твердого и мягкого компонента шихты. Введение в шихту оптимального количества 10…15 % (по массе) порошка ферромарганца обеспечивает максимальную эффективность измельчения бронзовой стружки БрАЖ при получении «стружкового» порошка. Повышенные значения прочности (?изг=310…620 МПа) и износостойкости в условиях граничного трения (J=2…5 мкм/км) порошковых холодноштампованных марганцевых бронз обеспечиваются при использовании шихты на основе меди с добавками активированных «стружкового» 0,5…10 % (по массе) и медного 0,5…10 % (по массе) порошков.

       Механическая активация (МА) металлостеклянных шихт позволяет повысить  прочность компактного материала «металлического каркаса» ПКМ на основе низкокачественных железных порошков с повышенным содержанием кислорода. Оптимальное содержание стекла Мст=Мопт определяется концентрацией оксидов, находящихся на поверхности порошковых частиц железа. Активированные шихты состоят из композиционных частиц железа, покрытых стеклом, и отдельных частиц стекла. В процессе спекания происходит рафинирование межчастичных поверхностей и формирование «ожерельчатой» структуры за счет образования, растекания и последующей коагуляции фаялита. Стекло, несвязанное в фаялит (при Мст>Мопт), разупрочняет ПКМ за счет увеличения концентрации неметаллических включений. Наличие стеклянных прослоек, выполняющих роль высокотемпературной смазки, на начальном этапе ГШ интенсифицирует процесс уплотнения. Заключительные стадии ГШ определяются неоднородностью распределения плотности ПКМ. При достижении компактного состояния в локальных объемах ПКМ дальнейшее уплотнение приводит к дезинтеграции «металлического каркаса» за счет выдавливания стекла.
       При МХА стружки Д – 16 в среде насыщенного водного раствора борной кислоты H3BO3 (Мнр=5…78, % (по массе), ?мха=0,5…10, ч) и порошковой шихты 110Г13 с добавками H3BO3 (H3BO3 ? 7, % (по массе), ?мха ? 2,1 ч) установлен непрерывно-последовательный процесс агломерации-диспергирования. Средний размер частиц dср определяется временем МХА, а зависимость dср(?мха) носит немонотонный характер. На начальных этапах обработки наблюдается формирование шихты с максимальной дисперсностью частиц. Дальнейшее МХА измельченных до критического размера высокоактивных порошковых частиц приводит к формированию агломератов, характеризующихся низкой прочностью их соединения. Полученные в процессе МХА композиционные частицы, плакированные соединениями на основе оксида бора (All4B2O9, AlB12 и AlBO3), способствуют их формованию без налипания на формующий инструмент.
       При МХА (рис.2) порошковой шихты 110Г13 повышение содержания H3BO3 уменьшает критическое время начала формирования агломератов.
       Увеличение концентрации H3BO3 в шихте приводит к снижению ПХП пористости формовки. Максимальная пористость ПХП наблюдается в процессе формования (pХП=380 МПа) заготовок на основе высокодисперсной шихты, а минимальная – на основе частиц, имеющих максимальные размеры. При использовании порошковой шихты на основе агломератов, сформированных в процессе МХА, повышаются значения плотности (рис. 3) и твердости спеченного материала.
       Формирование ПКМ на основе агломератов, полученных при МХА, предотвращает разуплотнение пористых заготовок в процессе  спекания, и нагрева, обеспечивает бездефектное динамическое горячее прессование (ДГП), максимальные значения предела прочности на изгиб горячедеформированных порошковых материалов (ГДПМ) Д – 16 (?u=375 МПа) и твердости 85 HRB. Выявленное наследственное влияние агломерации на процессы формирования порошковых материалов  позволило спроектировать функциональные ГДПМ с повышенными эксплуатационными свойствами на основе смеси активированного «стружкового» порошка Д – 16 и порошка алюминия в состоянии поставки, а также получить спеченную сталь 110Г13 с плотностью не менее 6,8 г/см3 .
       Пластическую деформацию пористых заготовок на основе МХА при обработке давлением можно представить как многостадийные процессы уплотнения – разуплотнения и непрерывно-последовательного формирования – разрушения связей на межчастичных поверхностях сращивания. На первом этапе горячего доуплотнения при значениях удельной работы ДГП менее критических значений w<wкр=wmax, обеспечивающих получение материала с максимальной плотностью, процессы уплотнения превалируют над процессами разуплотнения. С увеличением  наблюдается разуплотнение порошкового материала. Процессы уплотнения и разуплотнения при ДГП нагретых заготовок на основе МХА стружки алюминиевого сплава (САС) могут носить повторяющийся характер. Закономерности уплотнения при ДГП описывали энергетическим уравнением [3], позволяющим определить плотность ?ДГП ГДПМ при заданных значениях приведенной работы w и известных параметрах ? и n уравнения уплотнения
      
       ,                    (1)
      
где ?0 - плотность формовки, подвергнутой нагреву без уплотнения.
       Для описания экстремальных зависимостей ?ДГП(w) предложены энергетические уравнения в виде
       ,                    
       ,                     
      
учитывающие разуплотнение и повторное уплотнения разуплотненного материала.
       В общем случае уравнение баланса работ ДГП имеет вид
      
       ,                        
      
где ws=(w0 + wv) – удельная работа деформирования;
    wf   – приведенная работа сил трения;
    wi – потери удельной работы, связанные с неоднородностью распределения плотности порошкового материала;
    w0, wv – удельная работа формоизменения и уплотнения.
       При оптимальных значениях геометрического фактора зоны деформации порошковой заготовки ? = hк / d = 0.3…0,5 (где hк , d – высота и диаметр изделия) потери на трение и связанные с неоднородностью распределения плотности минимальны. Без учета потерь на трение в условиях равномерной деформации уравнение (4) примет вид
      
                               
      
       Закономерности уплотнения ?ДГП (w)нагретой пористой заготовки на основе МХА САС при ДГП могут быть описаны уравнением уплотнения [3]:
      
                   (6)
      
       где Pкс – суммарная работа деформации единицы пластически смещенного объёма частиц, определяющая свойства материала;
       ?max=n-1 – максимальная доля объёма частиц, пластически деформированных при ДГП, определяющая условия уплотнения;
       ?н, ?ДГП- относительная плотность нагретой пористой заготовки и ГДПМ.
       Увеличение времени МХА до 1,5ч на этапе измельчения стружки Д16 приводит к снижению суммарной работы деформации единицы пластически смещенного объёма частиц Pкс и ?ma. При дальнейшем увеличении tМХА до 2,9ч, обеспечивающим стабилизацию размеров агломератов, не разрушающихся при ручной обработке в ступе, наблюдается экстремальный характер зависимостей Pкс(tМХА) и ?max(tМХА), связанный с повышенной аккумулированной энергией материалом стружковых частиц в процессе МХА.
       Критическая область 2,9< tМХА?3ч характеризуется скачкообразным началом формирования малосвязных агломератов. При этом достигаются максимальные значения Pкс и минимальные значения ?max. Использование шихты, полученной при оптимальных параметрах МХА  и , обеспечивает получение ГДПМ (w=30 МДж/м3) с повышенным комплексом физико-механических свойств (?ДГП=2,88 г/см3, ?ср=238 МПа, ?u=300 МПа, HRB 67, J=0,5 мкм/км).
       Увеличение времени МХА tМХА>  приводит к повышению средних размеров агломератов при снижении средних размеров частиц, их составляющих, и повышению Pкс, а также уменьшению ?max. Пониженные значения ?max при  связаны с уменьшением сопротивления пластической деформации стружковых частиц, окружающих пору, и улучшением заполнения пор металлом при ДГП.
       Существенное уменьшение wДГП (до140…160 МДж/м3), необходимой для достижения максимальной плотности и механических свойств, было обеспечено для сплавов на основе Fe и Al. При этом порошок Al подвергался механохимической обработке, проводившейся в планетарной мельнице в насыщенном растворе ортоборной кислоты, когда частицы Al покрывались оболочками из оксидов бора и алюминия, которые предотвращали растекание частиц при нагреве порошковых заготовок выше температуры плавления алюминия и его окисление. Это позволило уменьшить температуру нагрева перед ДГП до 750 °C и увеличить конечные удельные прочностные свойства [34].
       Технологии механической активации в жидких средах могут быть использованы при получении высокопористых порошковых (Ni - Fe) электродов химических источников тока [35].
      
6. ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ГДПМ
      
       Интересные результаты были получены при изучении технологических свойств материалов, полученных методом ДГП: свариваемости, обрабатываемости резанием, способности подвергаться термической обработке, поверхностной пластической деформации и др.
       В ряде случаев свойства порошковых сталей после закалки и отпуска более высокие, чем аналогичных компактных сталей. Так, предел прочности при растяжении порошковой стали, содержащей 0,8% С, 1980-2030 МПа, а стандартной стали У8 – всего 1720 МПа. Такое различие связано с тонким строением мартенсита, унаследованным от деформированного аустенита в процессе ДГП. Материал обладает повышенной плотностью сложных дефектов кристаллического строения с благоприятным их распределением и мелкозернистой исходной структурой, которые сохраняются  при последующих ? – ? – ? превращениях. В результате закалки создается повышенное количество препятствий для роста мартенситных пластин. Поэтому структура закаленных порошковых сталей характеризуется большей степенью измельченности, двойникованием мартенситных пластин, более сложной их морфологией, измельченностью карбидов в мартенсите.
       Установлены отличия этих свойств ГДПМ от свойств соответствующих компактных материалов. Так, обнаружено, что при сварке порошковых малоуглеродистых сталей, подверженных в процессе ДГП термомеханическому упрочнению, наряду с имеющимися и у обычных сталей участками перегрева, существует участок разупрочнения, ширина которого зависит от структурного состояния, химического состава и теплопроводности свариваемых сталей.
       В качестве второго примера можно привести установление ряда особенностей закалки порошковых сталей, в частности, их худшую закаливаемость по сравнению со стандартными. Причиной является наличие в порошковой стали пор (1 – 2%) и высокая дисперсность структуры. Для получения максимальной твердости при закалке порошковые стали необходимо подвергать более интенсивному охлаждению. Применение в качестве охлаждающей среды 5 – 10 % водного раствора NaCl позволяет обеспечить твердость 60 – 65 HRC. Установлено, что прокаливаемость порошковых сталей низкая и поэтому изделия из них целесообразно подвергать высокочастотной закалке (ВЧЗ). Определены оптимальные режимы ВЧЗ, обеспечивающие получение структуры скрытокристаллитического мартенсита поверхностного слоя с максимальной твердостью.
       В качестве примера рассмотрим более подробно вопросы, связанные с обрабатываемостью резанием ГДПМ.
      
7. ОБРАБАТЫВАЕМОСТЬ РЕЗАНИЕМ
ГОРЯЧЕДЕФОРМИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ СТАЛЕЙ

       Проблема повышения эффективности и качества обработки резанием порошковых материалов стала актуальной практически сразу же, как только технологии порошковой металлургии вышли за рамки экспериментальных исследований и начали широко внедряться в серийное и массовое производство.
       Некоторое время преобладало мнение, что получение изделий из порошковых материалов в производственных условиях можно обеспечить без применения механической обработки. Однако по мере освоения промышленностью сложных и высокоточных деталей несостоятельность такого подхода стала очевидной, и в настоящее время уже не подвергается сомнению тот факт, что обработка резанием отдельных поверхностей порошковых изделий, таких как посадочные поверхности высокой точности, пазы, резьбы, отверстия малого диаметра и ряд других подобных, является наиболее эффективным методом формообразования.
       В начале 70-х гг. появляются первые работы по исследованию обрабатываемости резанием горячедеформированных порошковых материалов. Интерес к этой теме нарастал по мере того, как эти материалы начали эффективно внедряться в массовое производство.
       Крупномасштабные исследования структуры, свойств и технологии получения порошковых материалов и изделий, изготовленных с применением методов горячей деформации пористых порошковых заготовок, были развернуты на кафедре материаловедения Новочеркасского политехнического института (НПИ). Они показали, что горячедеформированные материалы по структуре и физико-механическим свойствам существенно отличаются от спеченных порошковых материалов. На основании этого прогнозировались отличия и по обрабатываемости резанием. Эти предположения вскоре теоретически и экспериментально подтвердились в публикациях [36,37].
       Дальнейшие исследования в этом направлении, проводимые в тесном сотрудничестве с кафедрой «Технология машиностроения» НПИ, позволили получить результаты, дающие достаточно полное представление об обрабатываемости резанием горячедеформированных порошковых материалов различного химического состава, изготовленных с применением различных схем горячего уплотнения. При этом сохранялся традиционный подход, согласно которому показатели обрабатываемости увязывались с особенностями структуры, свойств и технологии получения материалов. Благодаря такому подходу были установлены следующие основные закономерности.
       Поры при обработке пористых спеченных материалов, создавая интенсивные микроударные нагрузки на режущих кромках инструмента, значительно снижают его стойкость. Иная картина наблюдается при резании горячедеформированных порошковых материалов с минимальной остаточной пористостью. Влияние пористости здесь менее значительно. В гораздо большей степени на обрабатываемость этих материалов влияет качество сращивания частиц, твердость, прочность, пластичность. У горячедеформированных материалов, полученных при оптимальных температурных и энергетических режимах, перечисленные показатели довольно высоки, поэтому при их механической обработке усилия резания и контактные напряжения на поверхностях режущего инструмента имеют в несколько раз большую величину, чем при обработке высокопористых аналогов, что является причиной интенсификации адгезионного износа.
       Помимо этого, резание горячедеформированных материалов сопровождается значительным абразивным износом как задней, так и передней поверхностей инструмента, причиной которого является повышенное содержание твердых неметаллических включений. Эти включения часто имеют неправильную форму с заостренными краями, что дополнительно увеличивает их абразивное воздействие.
       Отрицательное воздействие на стойкость режущего инструмента оказывает также повышенная склонность обрабатываемого материала к окислению при высоких температурах, следствием чего является интенсивное образование твердых оксидных соединений по граничным поверхностям стружки в процессе стружкообразования. Это еще в большей степени усиливает абразивное воздействие стружки на инструмент, особенно на границе раздела «стружка-передняя поверхность».
       Другая структурная особенность горячедеформированных порошковых материалов проявляется главным образом при их обработке резанием инструментами из твердых сплавов. При выборе режимов обработки, характерных для эксплуатации таких инструментов, среднеконтактная температура в зоне резания, как правило, соизмерима с температурой диффузионной подвижности атомов элементов, входящих в состав инструментального и обрабатываемого материалов. Сильно развитые межзеренные границы и высокая плотность дислокаций горячедеформированных порошковых материалов являются причиной интенсивного диффузионного износа инструмента. Это вынуждает снижать скорость резания в 1,5 – 2,5 раза по сравнению с режимами, рекомендуемыми для обработки литых и горячекатаных материалов аналогичного химического состава. Эта негативная тенденция усугубляется еще и тем, что порошковые материалы, по сравнению с монолитными, обладают более низкой теплопроводностью.
       Из приведенных результатов следует, что горячедеформированные порошковые материалы обрабатываются резанием хуже, чем литые и горячекатаные, но вместе с тем, отличаются по показателям обрабатываемости и от спеченных материалов, что позволяет рассматривать их как отдельный класс материалов, трудно поддающихся обработке резанием.
       Дальнейшие исследования в этом направлении проводились с целью улучшения показателей обрабатываемости резанием горячедеформированных порошковых материалов.
       В частности, определялось влияние термической обработки горячедеформированных порошковых сталей на их обрабатываемость. Было установлено, что высокотемпературный отжиг значительно, в 1,5 – 1,7 раза, улучшает такие показатели процесса, как скорость резания и стойкость режущего инструмента, в то время как лучшие параметры шероховатости обработанной поверхности имеют стали, отожженные на мелкодисперсный пластинчатый перлит.
       Что касается выбора инструментальных материалов, то здесь нашли теоретическое и экспериментальное подтверждение следующие рекомендации. При обработке материалов с гомогенной структурой лучшие режущие свойства имеют твердые сплавы группы ТК, а для обработки гетерогенных материалов предпочтительнее использовать сплавы группы ВК. Стали, прошедшие термическую обработку по режиму «закалка + низкий отпуск», успешно поддаются обработке лезвийным режущим инструментом на основе поликристаллов кубического нитрида бора. При чистовой обработке незакаленных сталей хорошие режущие свойства были также отмечены у керметов.
       С целью повышения эффективности процессов обработки резанием горячедеформированных порошковых материалов были разработаны нормативы режимов в виде таблиц и электронных программных продуктов, которые в зависимости от структурных особенностей обрабатываемых материалов и требований, предъявляемых к качеству обрабатываемых поверхностей, в каждом конкретном случае позволяли выбрать оптимальное сочетание элементов режимов резания, но этими методами решить проблему так и не удалось. Технико-экономическая эффективность процессов механической обработки порошковых материалов была явно недостаточна, что, в ряде случаев, ставило под сомнение целесообразность применения горячедеформированных порошковых заготовок для изготовления высокоточных деталей и изделий.
       Требовалось найти иное, действительно радикальное решение проблемы. На наш взгляд, это решение заключалось в изменении свойств самого обрабатываемого материала, а именно, в получении горячедеформированных порошковых материалов с улучшенной обрабатываемостью резанием, и, прежде всего, порошковых сталей, как наиболее распространенного конструкционного материала.
       Для реализации поставленной цели было необходимо найти такой химический состав, который бы позволил значительно улучшить обрабатываемость материала, но при этом не только не ухудшить его физико-механические свойства, а даже повысить некоторые из них. Для этого могут быть использованы все возможности технологии порошковой металлургии по созданию материалов, состав и структура которых не обеспечиваются другими путями. Необходимо было также разработать технологии производства таких материалов, при этом существенно не изменяя режимы операций, что гарантировало бы быстрое внедрение таких технологических процессов на уже существующих поточных линиях.
       Поиск привел к разработке свинецсодержащих порошковых сталей с концентрацией свинца по массе в пределах 1-2 % [38]. В силу особенности физических свойств компонентов, стали с таким содержанием свинца нельзя получить в литейном производстве, и только методы порошковой металлургии предоставили эту возможность. Свинецсодержащие стали значительно превзошли по показателям обрабатываемости безсвинцовистые. В частности, скорость резания возросла на 25-75%, износ режущего инструмента снизился в 2-5 раза, существенно улучшилось качество обработанной поверхности, на 30-40 % снизились энергозатраты процесса обработки. Было установлено, что свинец, не создавая каких-либо соединений с железной матрицей, активно взаимодействует с твердыми неметаллическими включениями, главным образом силикатного типа, существенно снижая при этом их абразивное воздействие на инструмент при резании. Часть свинца, выделяясь в виде жидкой фазы в зонах первичного и вторичного стружкообразования, снижает температуру и контактные напряжения в зоне резания и способствует тем самым уменьшению как адгезионной, так и диффузионной составляющей износа инструмента.
       Была отлажена технология получения свинецсодержащих сталей, предусматривающая введение его в шихту в виде предварительно полученной смеси компонентов, включающей порошки чистого металлического свинца и его стеарата, что обеспечивало равномерное распределение присадки по объему пористой порошковой заготовки, а присутствие свинца в виде жидкой фазы при ее горячей деформации позволило снизить энергозатраты процесса уплотнения на 10-15%.
       Исследования физико-механических свойств свинецсодержащих материалов показали, что их прочностные свойства ухудшились незначительно, не более чем на 10%, в то время как пластические свойства не претерпели изменений в сторону уменьшения, что давало возможность применять эти стали для производства тяжелонагруженных деталей машин. Выяснилось также, что свинецсодержащие стали обеспечивают высокое качество спая со стеклоизоляционными материалами, следствием чего было успешное использование в электротехнической промышленности вместо горячекатаных материалов при изготовлении корпусов электрических разъемов.
       По аналогии со свинецсодержащими порошковыми сталями были разработаны висмутсодержащие материалы, отлажена технология их получения [40]. Не уступая свинецсодержащим сталям по показателям обрабатываемости и физико-механическим свойствам, последние имеют одно существенное преимущество: экологически чистую технологию их получения и обработки. Несмотря на более высокую себестоимость висмутсодержащих сталей, экологический фактор может, в ряде случаев, оказаться решающим при выборе именно этих материалов вместо легированных свинцом.
       Обобщая вышесказанное, можно сделать вывод, что порошковые горячедеформированные стали с указанным содержанием свинца и висмута значительно превосходят по показателям обрабатываемости резанием не только все известные порошковые, а также литые и горячекатаные стали (в том числе и материалы улучшенной обрабатываемости). Но это не дает повода считать проблему полностью решенной, так как эти материалы сохраняют высокие физико-механические свойства в пределах эксплуатационных температур, не превышающих температуру плавления наиболее легкоплавкого компонента.
       Поэтому была предпринята попытка улучшить обрабатываемость резанием горячедеформированных порошковых сталей путем их легирования кальцием [39,41]. Введение кальция в чистом виде на любом этапе получения материала затруднительно ввиду его высокой активности, поэтому в качестве присадок рассматривались порошки различных кальцийсодержащих соединений. Наилучшие результаты были достигнуты при введении кальция в шихту в виде порошка его карбида в количестве, обеспечивающем содержание чистого кальция в пределах 0,03-0,06%. Оптимизация технологических режимов позволила получить порошковые стали, у которых прочностные и пластические свойства не претерпели значительных изменений, а ударная вязкость даже несколько возросла. Улучшение обрабатываемости резанием этих материалов выражается в увеличении скорости резания на 30-40%, снижении интенсивности износа режущего инструмента в 1,5-3 раза, улучшении качества обработанной поверхности, образовании ломкой, легко удаляемой стружки. Здесь безусловно сказывается влияние кальция на структурообразование материала в процессе его получения, которое выражается в активации границ частиц и зерен железной матрицы, а следовательно, улучшении качества сращивания. Присутствие пластичных кальцийсодержащих включений в зоне стружкообразования способствует возникновению на поверхностях режущего инструмента защитных пленок, снижающих интенсивность адгезионных процессов, что положительно сказывается на обработке резанием.
       Более высокие результаты были получены при комплексном легировании кальцием и фосфором, причем оба легирующих элемента вводились в виде одного химического соединения – порошка гипофосфита кальция Са(Н2РО4)2 при концентрации в переводе на чистый кальций 0,03-0,06%. Этот материал, по сравнению с легированным