Горячедеформированные порошковые стали для работы в условиях воздействия статических, динамических, контактных и циклических нагрузок

Во введении описаны актуальность и степень разработанности темы дис-
сертации, сформулированы цель и задачи, указаны объект и предмет исследо-
вания, новизна и практическая значимость работы, сформулированы основные
научные положения, приведены сведения о степени достоверности и апробации
результатов исследования, охарактеризованы основные публикации автора по
теме диссертации, а также личный вклад автора.
В первой главе проведен анализ литературы по теме диссертации, сфор-
мулированы цель и задачи исследований.
1.5 Выводы. Цели и задачи исследования
В настоящее время развитие технологий порошковой металлургии проис-
ходит в условиях непрерывно меняющихся конъюнктуры рынка, условий его
регулирования, стоимости энергоносителей и сырьевых материалов. Серьезный
удар по промышленности порошковой металлургии был нанесен пандемией ко-
ронавируса, вызвавшей падение производства практически во всех секторах.
Это стимулирует проведение научно-прикладных исследований, направленных
на разработку инновационных технологий получения материалов на основе как
традиционных, так и нетрадиционных систем легирования, поиск новых и со-
вершенствование известных методов формования. Актуальны исследования в
области производства безникелевых сталей на основе порошков, легированных
хромом, молибденом, марганцем, ванадием и др.
Целесообразно продолжить исследования в области микролегирования
ГДПС щелочными и щелочноземельными металлами, рассмотрев влияние мик-
родобавок этих элементов на характеристики циклической и контактной долго-
вечности. Актуальны также исследования по микролегированию ГДПС карби-
до- и нитридообразующими элементами, в частности, ванадием и алюминием.
Во второй главе приведены характеристики используемых материалов и
оборудования, методики изготовления образцов, проведения экспериментов и
исследований.
Углерод вводили в виде порошка карандашного графита ГК-1 ГОСТ 4404-
78. В качестве микролегирующих добавок использовали бикарбонат натрия
NaHCO3 ГОСТ 2156-76 и карбонат кальция CaCO3 ГОСТ 4530-76, а также по-
рошки измельченных ферросплавов.
Холоднопрессованные заготовки с различной пористостью спекали в кон-
тейнере с плавким затвором, в вакууме или в защитной атмосфере диссоцииро-
ванного аммиака (ДА). Спеченные заготовки нагревали до 800 – 1200 °С в те-
чение 10 мин в среде диссоциированного аммиака, после чего допрессовывали
на копре с массой падающих частей 50 кг при значении приведенной работы
уплотнения W=250 МДж/м3. Плотность полученных образцов ГДПС находи-
лась в пределах (7,75–7,80)  103 кг/м3.
Для определения механических свойств и проведения металлографическо-
го анализа получали призматические образцы размером 10×10×55 мм. Контакт-
ную выносливость изучали с использованием цилиндрических образцов
ø 26×6 мм. В некоторых случаях для компенсации потерь углерода в поверх-
ностном слое образцов после ГШ проводили цементацию.
При изучении возможности повышения контактной выносливости сталей,
полученных из железных порошков с различным содержанием примесных и ле-
гирующих элементов методом ГШПЗ, за счет использования термоциклической
обработки (ТЦО) и поверхностной пластической деформации (ППД) смешива-
ние проводили по варианту 2. Содержание углерода в шихтах было постоянным
и составляло 1,0 мас. %, что с учетом выгорания при спекании и нагреве перед
ГШ обеспечило получение сталей эвтектоидного состава.
Термоциклирование проводили с использованием печного нагрева в ин-
тервале 1100 – 500 °С. При проведении ППД применяли дробеметную установку,
давление воздуха составляло 2 МПа. Испытания на контактную выносливость
проводились на машине ЛТМ путем обкатки плоских поверхностей цилиндри-
ческих образцов шариками при контактных напряжениях σzmax = 5000 MPa. Ис-
пытания проводились до появления усталостного выкрашивания. Статистиче-
ская обработка результатов испытаний проводилась по ГОСТ 25501 – 78. Ха-
рактеристикой контактной выносливости служила долговечность N10, N50 и N90,
выраженная в часах и соответствующая вероятности выхода из строя, соответ-
ственно 10, 50 и 90 % образцов.
При определении характеристик малоцикловой усталостной долговечности
проводили испытания призматических образцов размером 5 × 10 × 55 мм. Чис-
ло циклов до разрушения образца (Nмцу) являлось характеристикой малоцикло-
вой усталостной долговечности. Оценку качества сращивания проводили, оце-
нивая величину трещиностойкости K1c в процессе испытаний образцов на изгиб
при – 196 0С.
Стабильность механических свойств оценивали по величине коэффициен-
та вариации.
Склонность ГДПС к развитию замедленного разрушения оценивали по ре-
зультатам испытаний на изгиб при постоянной нагрузке призматических образ-
цов после закалки в 10%-ном водном растворе NaCl или в масле. Прокаливае-
мость сталей определяли по методу Н. Т. Гудцова. Термическую стойкость
оценивали по количеству циклов Nц, которое выдерживал образец до появления
визуально различимых трещин.
Для изучения склонности сталей к формированию закалочных трещин
определяли индекс растрескивания I.
Микроструктуру образцов изучали с помощью оптического микроскопа
AltamiMET – 1M (ООО «Альтами», Россия) на травленых (3%-ный ниталь) и
нетравленых шлифах, а также при помощи растрового электронного микроско-
па (РЭМ) TescanVega LMU («Tescan», Чехия). Средний диаметр частиц вторич-
ных фаз определяли методом секущих.
Изломы образцов изучали на растровом микроскопе-микроанализаторе
Quanta 200 i 3D1. Рентгенофазовый и рентгеноструктурный анализы проводили
на дифрактометре ARL X’TRA в излучении Cu-Kα, фильтр Ni, шаг Δ2θ = 0,030
град. Качественный фазовый анализ проводили путем сравнения полученных
дифрактограмм с эталонами из базы данных ICDD PDF-2 2012, расчет характе-
ристик пиков осуществлялся при помощи программного комплекса WinXRD
2.0.8. .Наличие остаточного аустенита определяли по соотношению интенсив-
ности рентгеновских максимумов (111) аустенита и (110) мартенсита. Размеры
блоков и микронапряжения в аустените рассчитывали по ширине рентгенов-
ских линий (111) и (311) аустенита методом аппроксимации.

Третья глава посвящена исследованию влияния технологических условий
проведения горячей деформации и постдеформационной обработки на форми-
рование структуры и свойств порошковых сталей.

Таблица 1 – Поверхностная пористость порошковой стали ПК50Х3М
в зависимости от температуры предварительного нагрева матрицы

TМ, °СПоверхностная пористость
(Ппов), %
203,9
3002,1
6000,4
Проведена оптимизация условий структурообразования поверхностных
слоев материала пористых заготовок в процессе выполнения операций ГШПЗ.
В таблице 1 приведены значения пористости поверхности образца в зависимо-
Исследования выполнены при финансовой поддержке Российского фонда фундамен-
тальных исследований, грант № 19-08-00107 А. Снимки на растровом микроскопе-
микроанализаторе Quanta 200 i 3D, а также рентгеновские дифрактограммы на дифрактомет-
ре ARL X’TRA получены в Центре коллективного пользования «Нанотехнологии» ЮРГПУ
(НПИ). Рентгенофлуоресцентный микроанализ и растровая электронная микроскопия прове-
дены в Центре коллективного пользования научным оборудованием «Центр исследований
минерального сырья и состояния окружающей среды» ЮФУ. Автор выражает благодарность
компании «Хёганес Восточная Европа» за предоставленные железные порошки производства
фирмы Höganäs AB.
сти от температуры нагрева пористой заготовки. Анализ представленных ре-
зультатов свидетельствует о том, что при повышении температуры предвари-
тельного нагрева матрицы поверхностная пористость образцов значительно
снижается. При TМ = 600 °C пористость поверхности минимальна и не превы-
шает объемной пористости образца. При проведении дальнейших исследований
опытные образцы порошковых сталей изготавливали горячей допрессовкой по-
ристых заготовок в матрице лабораторной пресс-формы, нагретой до TМ = 600 °C.
Поскольку качество поверхностного слоя в значительной степени пред-
определяет эксплуатационные свойства и надежность конструкционных изде-
лий, на следующем этапе проведения исследований горячештампованные об-
разцы подвергали цементации в древесноугольном карбюризаторе.

Таблица 2 – Содержание кислорода в образцах эвтектоидных порошковых
сталей после проведения различных технологических операций
МаркаПисх, %Среда спеканияСодержание кислорода, мас. %
порошкаПосле спеканияПосле ГШ
10ДА0,310,32
Вакуум0,290,30
20ДА0,220,34
ПЖВВакуум0,260,34
2.160.2630ДА0,180,40
Вакуум0,240,41
10ДА0,030,04
Вакуум0,020,03
20ДА0,020,12
ABC 100.30Вакуум0,010,10
300,010,15
Вакуум0,010,14
10ДА0,220,23
Вакуум0,150,16
20ДА0,250,32
Astaloy CrMВакуум0,150,30
30ДА0,290,40
Вакуум0,150,38

Нагрев пористых порошковых заготовок при спекании и перед ГШ вызы-
вает изменения в содержании кислорода в получаемых сталях (CO), которое за-
висит от содержания кислорода в исходных порошках, среды нагрева и пори-
стости холоднопрессованных заготовок Писх (таблица 2). Наибольшие значения
CO наблюдаются в образцах, полученных из порошка ПЖВ 2.160.26, что обу-
словлено его значительной загрязненностью примесями. Увеличение Писх заго-
товок из нелегированных железных порошков с 10 до 30 % способствует
уменьшению CO как при спекании в вакууме, так и в среде ДА. Однако при
проведении последующей ГШ происходит увеличение CO, наиболее заметное
для образцов, полученных из заготовок с Писх ≥ 20 %. Заготовки с Писх = 10 %
менее подвержены окислению в процессе нагрева и технологической транспор-
тировки из печи в матрицу в связи с тем, что поры в таких заготовках являются
закрытыми и непроницаемыми. Образцы, полученные из порошка ABC 100.30,
характеризуются наименьшими значениями CO после спекания и ГШ, что свя-
зано с высокой чистотой исходного порошка.
Изложенные выше результаты позволили предложить способ получения
высокоплотного порошкового хромсодержащего материала на основе железа,
включающий приготовление шихты на основе распыленного порошка хромо-
молибденовой стали с добавкой углерода, статическое холодное прессование
пористых заготовок, спекание холоднопрессованных заготовок, нагрев в за-
щитной среде, горячую штамповку и термическую обработку, отличающийся
тем, что компоненты шихты смешивают в аттриторе в течение 1 – 2 ч, статиче-
ское холодное прессование проводят при давлении, обеспечивающем пори-
стость холоднопрессованных заготовок 10 – 12%, спекание заготовок осу-
ществляют в вакууме в течение 1 – 2 ч, а после горячей штамповки осуществ-
ляют цементацию [А7].
Установлено, что проведение ТЦО способствует сфероидизации и измель-
чению карбидов в порошковых сталях. Это обеспечивает повышение контакт-
ной выносливости, прочности и ударной вязкости ГДПС. Максимальные значе-
ния прочности и контактной выносливости наблюдаются на образцах хромомо-
либденовой стали, что обусловлено позитивным влиянием хрома и молибдена
на прокаливаемость, упрочнением твердого раствора, образованием твердых
дисперсных сферических карбидов, а также невысоким содержанием примесей
в исходном порошке.
Аналогичное влияние оказывает ППД. Включение этой операции в техно-
логический процесс получения ГДПС обеспечивает повышение контактной вы-
носливости, прочности и ударной вязкости за счет измельчения структурных
составляющих, уменьшения количества остаточного аустенита, шероховатости
поверхности и формирования остаточных напряжений сжатия в поверхностном
слое.
Максимальные значения прочности и контактной выносливости получены
на образцах хромомолибденовой порошковой стали, подвергнутых ППД в те-
чение 60 – 90 мин. Сталь на основе порошка АВС 100.30, полученная по техно-
логической схеме, предусматривающей проведение ППД после ГШПЗ, может
быть рекомендована для практического применения при изготовлении деталей,
испытывающих контактные и ударные нагрузки.
В четвертой главе исследовано влияние технологических условий прове-
дения горячей деформации и постдеформационной обработки на формирование
структуры и свойств порошковых сталей.
Изучение влияния содержания микродобавок ванадиевого белого чугуна (Свч)
на стойкость ГДПС к развитию хрупкого разрушения при испытаниях на тре-
щиностойкость и растяжение проводили на образцах, которые получали на ос-
нове порошков АSC 100.29 и ПЖВ 2.160.26.
На рисунке 1 приведена мик-
роструктура образца ГДПС в обла-
сти межчастичного контакта. Визу-
ализируются мелкие (< 1 мкм) вы- деления второй фазы, которые, ис- ходя из результатов рентгенофлуо- ресцентного анализа, могут быть идентифицированы как карбиды и карбонитриды ванадия (VC + VCxNy). Средний размер выделений () определяется техноло- гическими условиями получения порошкового материала (рисунок 2). Волокнистые включения VC в эвтектике исходного чугуна имеют Рисунок 1 – Микроструктура образца размеры ~3 × 20 мкм. В процессе ГДПС в состоянии после спекания и измельчения при механической ак- ГШ и результаты рентгенофлуорес- тивации шихты их длина умень- центного анализа отмеченных точек. шается: ~3 × 7 мкм (среднее значе- Исходный порошок – ASC 100.29. ССМ ние для кривых 1, 2 указано на оси = 0,2 мас. %; Свч = 0,8 мас. %; ТГШ = ординат). 1200 °С. Длительная высокотемпера- турная выдержка при спекании обусловила дополнительное уменьшение разме- ров частиц второй фазы в связи с растворением исходных карбидов ванадия в аустенитной матрице и последующим выделением дисперсных карбидов и кар- бонитридов при охлаждении (точки на оси ординат для кривых 3, 4). При этом частицы приобрели форму, близкую к сферической. Рисунок 2 – Влияние ТГШ на сред- ний размер карбидов и карбонитри- дов ванадия в микролегированных материалах на основе порошка ASC 100.29. * точки на оси ординат со- ответствуют исходному состоянию материала: 1, 2 – после механиче- ской активации; 3, 4 – после спека- ния. Свч = 0,8 мас. %; содержание углерода в шихте: ССш = 0 мас. % (2, 4); 0,6 мас. % (1, 3). 1, 2 – после холодного прессования и ГШ; 3, 4 – после спекания и ГШ. Аналогичный эффект наблюдается в процессе выполнения ГШ. Увеличе- ние ТГШ свыше 900 °С вызвало монотонное уменьшение. В интервале 800 – 900 °С размеры не уменьшаются (кривые 2 – 4), а при получении порош- ковой среднеуглеродистой стали по схеме 4, не предусматривающей проведе- ние спекания, фиксируется даже некоторый рост карбидов. Это связано с тем, что при ТГШ < 900 °C исходные карбиды ванадия не растворяются в железной матрице. Во всех случаях значениядля порошковой стали (содержание углерода в исходной шихте ССш составило 0,6 мас. %, что после протекания окисления и обезуглероживания обеспечило содержание ~ 0,4 мас. % углерода в составе получаемых образцов) оказались заметно выше, чем для безуглероди- стых образцов (рисунок 4.2, ср. кривые 1 и 2; 3 и 4). Очевидно, что наличие уг- лерода в составе железной матрицы является фактором, провоцирующим рост карбидных и карбонитридных выделений. Следует отметить также, что прове- дение предварительного спекания оказывает наследственное влияние на форму и размер частиц второй фазы: значенияобразцов, полученных по схеме 4 (кривые 1, 2) превышают соответствующие показатели образцов, полу- ченных по схеме 2, предусматривавшей проведение спекания (кривые 3, 4). Уменьшение размеров частиц второй фазы по мере увеличения ТГШ способ- ствовало росту трещиностойкости образцов, что можно проследить на зависи- мостях К1с (ТГШ) (рисунок 3). Зависимости носят немонотонный характер. По- вышение ТГШ в интервале 800 – 900 и 1000 – 1200 °С способствует росту тре- щиностойкости в связи с улучшением деформируемости порошкового материа- ла. Кроме того, в образцах с микродобавками чугуна при ТГШ ≥ 950 – 1000 °С наблюдается уменьшение размеров выделений карбидов и карбонитридов вана- дия (рисунок 2). Низкотемпературные изломы образцов имеют, в основном, скольный транскристаллитный характер. Очаги зарождения трещин локализо- ваны вблизи крупных неметаллических включений остроугольной формы. Вы- крашивание выделений второй фазы (карбидов и карбонитридов ванадия) не наблюдается. Это обусловило существенное увеличение значений К1с микроле- гированных образцов, полученных на основе железных порошков с различным содержанием примесей, в сравнении с образцами-свидетелями без микродоба- вок (рисунок 3; ср. кривые 1 и 2, 3 и 4). Рисунок 3 – Влияние ТГШ на трещиностойкость ГДПМ в со- стоянии после ГШ и термической обработки. ССш = 0 мас. %. Свч = 0,8 мас. % (1, 3); 0 мас. % (2, 4). 1, 2 – ASC 100.29; 3, 4 – ПЖВ 2.160.26. Введение микродобавок кальция вызвало уменьшение размеров аустенит- ного зерна ( ) в образцах ГДПС (рисунок 4, а). По мере повышения содержа- ния кальция в составе исходных шихт ( ) значенияснижаются монотонно в связи с торможением роста зерен кальцием, адсорбирующимся на границах зерен. аб Рисунок 4 – Влияние содержания микродобавок кальция на средний раз- мер зерна аустенита в цементированном слое (а) и контактную выносливость образцов ГДПС эвтектоидного состава (б). Порошок основы: Astaloy CrM (1); ABC 100.30 (2); ПЖВ 2.160.26 (3). Уменьшение размеров зерен в поверхностном слое обусловило уменьше- ние толщины прожилок сетки цементита. В образцах-свидетелях без микродо- бавок кальция в состоянии после цементации толщина прожилок составляет 8 – 11 мкм. В микролегированных сталях приизбыточный цемен- тит в поверхностном слое имеет вид округлых и разрозненных включений раз- мером 2 – 3 мкм, которые не вызывают такой хрупкости слоя, как при наличии карбидной сетки. Позитивный эффект микродобавок Na обусловлен улучшением условий протекания контактного взаимодействия на межчастичных поверхностях по- рошка основы. Реализация этого эффекта в приповерхностных слоях пористой заготовки, деформация которых протекает при пониженных температурах в связи с подстуживанием, обеспечила возможность снижения поверхностной пористости. Представленные на рисунке 5 зависимости Ппов (ТГШ) имеют немо- нотонный характер (ТГШ – температура преддеформационного нагрева пори- стой заготовки). Минимальные значения Ппов наблюдаются на образцах с мик- родобавками Na, полученных из порошка ABC 100.30 (кривая 6) с высокой прессуемостью. Микролегирование позволило существенно снизить Ппов по- рошковых сталей в сравнении с образцами-свидетелями (ср. кривые 1 – 3 и 4 – 6). Поверхностная пористость образцов с микродобавками Na, полученных при ТГШ = 1200 °С соответствует баллам 2 – 3 по шкале № 7 ГОСТ 801-78, что удо- влетворяет требованиям на горячекатаную сталь ШХ15 в отожженном и неотожженном состоянии. Поверхностная пористость образцов-свидетелей (баллы 4 – 5) требованиям стандарта не соответствует. Высокие требования к качеству материала поверхностного слоя связаны с высокой вероятностью зарождения трещин в процессе проведения механиче- ских испытаний при наличии в нем дефектов. В образцах-свидетелях в процес- се испытаний на контактную выносливость очаг зарождения Рисунок 5 – Влияние ТГШ на по- верхностную пористость образцов эвтек- тоидных порошковых сталей. 1, 4 – ПЖВ 2.160.26; 2, 5 – Astaloy CrM; 3, 6 – ABC 100.30. CNa= 0,2 мас. % (4 – 6); образцы-свидетели без микродо- бавок Na (1–3). трещины расположен вблизи поры, а траектория распространения связана с локализацией неметаллических включе- ний. В микролегированных образцах трещины усталостного выкрашивания зарождаются в зоне действия макси- мальных касательных напряжений Герца на глубине 0,5 – 0,6 мм. Наблюдаются участки транскристаллитного скола и вязкого отрыва (рисунок 6, а), а также дисперсные выделения частиц второй фазы глобулярной формы (рисунок 6, б). Рисунок 6 – Контактно- усталостное разрушение в поверх- ностном слое порошковой стали с микродобавкой 0,2 мас. % Na. Astaloy CrM. аб Зависимости контактной выносливости азотированных ГДПС от содержа- ния алюминия имеют экстремальный характер с максимумом при CAl = 0,4 мас.% (рисунок 7). При CAl ≤ 0,2 мас.% в образцах на основе Astaloy CrM и ПЖВ 2.160.26 формировались закалочные трещины (штриховые участки на кривых 1 и 3). Это обусловлено охрупчивающим влиянием карбонитридов Cr и Mo (сталь на основе Astaloy CrM) или крупных неметаллических включе- ний остроугольной формы (сталь на основе ПЖВ 2.160.26). Увеличение CAl до 0,4 мас. % предотвращает образование закалочных трещин и способствует по- вышению значений N90 в связи с улучшением качества межчастичного сращи- вания за счет увеличения свободной энергии границ зерен алюминием, локали- зованным в межчастичных зонах, и активизацией процесса формирования об- щих рекристаллизованных зерен. Максимальные значения N90 для сталей на ос- нове порошков Astaloy CrM, ABC 100.30 и ПЖВ 2.160.26 составили, соответ- ственно, ~ 650, 600 и 430 ч. Рисунок 7 – Контактная выносли- вость азотированных ГДПС в зависимо- сти от содержания алюминия. Порошок основы: Astaloy CrM (1); ABC 100.30 (2); ПЖВ2.160.26 (3). Время азотирова- ния: 10 ч. На рисунке 8 приведены зависимости индекса закалочного растрескива- ния от содержания ванадия в исходной шихте. Зависимости имеют немонотон- ный характер. При увеличении CV до 0,4 мас. % значения I уменьшаются, что связано с упрочнением бывших межчастичных границ дисперсными (0,5–1,5 мкм) выделениями карбидов и карбонитридов ванадия в образцах на основе нелегированных железных порошков. В образцах на основе порошка Astaloy CrM кроме этого выделяются также карбиды и карбонитриды хрома и молибдена. Рисунок 8 – Влияние содержания ванадия на индекс закалочного растрескивания порош- ковых сталей. Порошок основы: ПЖВ 2.160.26 (1, 2); ABC 100.30 (3, 4); Astaloy CrM (5, 6). CAl = 0 мас.% (1, 3, 5); 0,4 мас. % (2, 4, 6). В пятой главе приводятся результаты промышленной апробации резуль- татов исследований, которая проводилась в условиях ООО «НПО «Металл» (г. Москва) при изготовлении цилиндрических косозубых зубчатых колес Z = 34/100 и Z = 60/100 на основе хромомолибденового железного порошка. Указанные детали в процессе эксплуатации испытывают значительные статические, динамические, контактные и циклические нагрузки. В основу тех- нологического процесса изготовления данной детали были положены техноло- гическая схема и оптимальные технологические режимы, приведенные в работе. Установлено, что применение порошковых зубчатых колес позволяет на 40 – 45 % повысить надежность работы оборудования, увеличить межремонт- ный период эксплуатации, а также улучшить условия труда на участке. Внедре- ние технологии изготовления косозубых зубчатых колес Z = 60/100 и Z = 34/100 обеспечит экономический эффект в сумме 270351 руб. в год (в ценах по состоя- нию на 1-е июня 2021 г.; см. приложение 2) ЗАКЛЮЧЕНИЕ Основные результаты и выводы диссертационной работы сформулированы следующим образом. 1. Контактная выносливость ГДПС определяется наличием примесей, ка- чеством межчастичного сращивания, а также количеством и дисперсностью мартенсита. Сопротивление развитию контактно-усталостного разрушения ГДПС обеспечивает наличие в структуре метастабильного остаточного аусте- нита, склонного к деформационному превращению при нагружении, а также снижение количества стабильного остаточного аустенита. 2. Оптимальное сочетание контактной выносливости и механических свойств наблюдается на образцах из порошка хромомолибденовой стали, полу- ченных ГШ спеченных в вакууме заготовок с Писх = 10 %. В тех случаях, когда к материалу не предъявляются жесткие требования по прокаливаемости, хро- момолибденовые порошковые стали могут быть заменены на углеродистые стали на основе порошков с низким содержанием примесей. 3. Предложен способ получения высокоплотного порошкового хромсо- держащего материала на основе железа, включающий приготовление шихты на основе распыленного порошка хромомолибденовой стали с добавкой углерода, статическое холодное прессование пористых заготовок, спекание холоднопрес- сованных заготовок, нагрев в защитной среде, горячую штамповку и термиче- скую обработку, отличающийся тем, что компоненты шихты смешивают в атт- риторе в течение 1 – 2 ч, статическое холодное прессование проводят при дав- лении, обеспечивающем пористость холоднопрессованных заготовок 10 – 12%, спекание заготовок осуществляют в вакууме в течение 1 – 2 ч, а после горячей штамповки осуществляют цементацию. 4. Проведение ТЦО способствует сфероидизации и измельчению карбидов, что обеспечивает повышение контактной выносливости, прочности и ударной вязкости ГДПС. Максимальные значения N90 и σв наблюдаются на образцах хромомолибденовой стали, что обусловлено позитивным влиянием хрома и мо- либдена на прокаливаемость, упрочнением твердого раствора, образованием твердых дисперсных сферических карбидов, а также невысоким содержанием примесей в исходном порошке. 5. Включение операции ППД в технологический процесс получения ГДПС обеспечивает повышение контактной выносливости, прочности и ударной вяз- кости за счет измельчения структурных составляющих, уменьшения количества остаточного аустенита, шероховатости поверхности и формирования остаточ- ных напряжений сжатия в поверхностном слое. 6. Введение микродобавок ванадиевого белого чугуна позволяет повысить стойкость ГДПС к развитию хрупкого разрушения, что обусловлено упрочне- нием межчастичных границ дисперсными частицами карбидов и карбонитри- дов ванадия, выделившимися из аустенита при охлаждении. С учетом меньшей стоимости ванадиевого белого чугуна его использование в качестве микродо- бавки ГДПС представляется более перспективным по сравнению с нитридом алюминия. 7. Повышение абсолютных значений и стабильности показателей механи- ческих свойств, контактной и малоцикловой усталостной долговечности по- рошковых сталей в результате микролегирования натрием или кальцием обу- словлено: – уменьшением размера зерен аустенита за счет торможения их роста при адсорбции микролегирующего элемента на границах зерен; – активацией процессов когезионного взаимодействия на межчастичных поверхностях и диффузии углерода, что способствует повышению качества межчастичного сращивания и формированию однородной структуры; – увеличением энергоемкости разрушения; – снижением величины поверхностной пористости. 8. Микролегирование кальцием или натрием изменяет локализацию очагов контактно-усталостного разрушения. В образцах-свидетелях без микродобавок легирующих элементов трещины зарождаются вблизи неметаллических вклю- чений остроугольной формы в приповерхностной зоне. В микролегированных образцах очаги образования трещин расположены в подповерхностном слое в зоне действия максимальных касательных напряжений Герца. 9. Проведение ТМО обеспечивает возможность снижения температуры го- рячей допрессовки пористых заготовок и является эффективным способом по- вышения ударной вязкости и характеристик выносливости ГДПС с микродо- бавками Na или Ca в условиях воздействия контактного и малоциклового уста- лостного нагружения. При этом оптимальная температура ГШПЗ составляет 900 °С. 10. Повышение ударной вязкости, контактной и малоцикловой выносливо- сти порошковых сталей с микродобавками Na или Ca, полученных с примене- нием ТМО, в сравнении с образцами после цементации и термообработки свя- зано с формированием более мелкозернистой структуры и бóльших микрона- пряжений кристаллической решетки. Подстуживание поверхностных слоев за- готовки при выполнении технологических операций ГШ создает условия реа- лизации в них аусформинга. 11. Микролегирование ГДПС алюминием способствует улучшению каче- ства межчастичного сращивания за счет формирования прослоек феррита в межчастичных зонах, увеличения свободной энергии границ зерен и активиза- ции когезионного взаимодействия в результате ускорения процесса динамиче- ской рекристаллизации и образования общих зерен на межчастичных границах, что обеспечивает: – возможность технологической реализации процесса нитрозакалки (marstressing-process) и уменьшение риска формирования закалочных трещин; – увеличение доли транскристаллитной составляющей в изломе микроле- гированных образцов по сравнению с образцами-свидетелями; – возможность повышения изгибной прочности, ударной вязкости и уста- лостной долговечности в условиях контактного или малоциклового нагружения порошковых сталей, полученных с применением азотирования, цементации, термической или термомеханической обработки. 12. Улучшение качества межчастичного сращивания при введении микро- добавок Na, Ca, Al обеспечивает повышение термостойкости, усталостной дол- говечности и сопротивляемости развитию замедленного разрушения порошко- вых сталей, закаленных на мартенсит или бейнито-мартенсит. 13. Cопротивляемость замедленному разрушению ГДПС, находящихся в высокопрочном состоянии после закалки на мартенсит или бейнито-мартенсит, может служить дополнительной характеристикой качества межчастичного сра- щивания наряду с ранее предложенными критериями низкотемпературной тре- щиностойкости, термостойкости, усталостной долговечности, структурным критерием и др. 14. Совместное или раздельное введение микродобавок Al и V способству- ет снижению склонности ГДПС к формированию закалочных трещин. Влияние алюминия связано с активизацией процессов формирования общих зерен вбли- зи межчастичных границ и когезионного взаимодействия. Наличие ванадия обеспечивает формирование дисперсных выделений карбидов и карбонитридов ванадия, способствующих реализации эффекта дисперсионного упрочнения межчастичных границ. 15. Микролегирование молибденом является эффективным методом по- вышения сопротивления хрупкому разрушению горячедеформированных ста- лей, полученных на основе хромомолибденового железного порошка. При этом реализуется механизм дисперсионного упрочнения бывших межчастичных гра- ниц порошка основы мелкими выделениями вторичных молибденсодержащих карбидов. 16. Результаты исследований положены в основу предложенной техноло- гии изготовления косозубых зубчатых колес Z = 60/100 и Z = 34/100. В процес- се опытно-промышленных испытаний в условиях ООО «НПО «Металл» (г. Москва), установлено, что применение порошковых зубчатых колес позволяет на 40 – 45 % повысить надежность работы оборудования, увеличить межре- монтный период эксплуатации, а также улучшить условия труда на участке. Внедрение технологии обеспечит экономический эффект в сумме 270351 руб. в год (в ценах по состоянию на 1-е июня 2021 г.) Основные научные результаты диссертации отражены: – в работах, опубликованных в журналах из перечней рецензируемых научных изданий, в которых должны быть опубликованы основные научные результаты диссертаций на соискание ученой степени кандидата наук, на соис- кание ученой степени доктора наук: А1. Дорофеев, В. Ю. К вопросу применимости концепции активированно- го спекания, предложенной Г.В. Самсоновым, при изучении процессов дефор- мации порошковых материалов / В.Ю. Дорофеев, А.Н. Свиридова, Х.С. Кочка- рова // Изв. вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. – 2018. – № 4. – С. 6 – 14 = Revisiting the Applicability Question of G.V. Samsonov’s Activated Sintering Concept in Studying Deformation Processes of Powder Materials [Russian Journal of Non-Ferrous Metals. – 2019. – Vol. 60, Is. 5. – P. 549 – 554 (DOI: 10.3103/S1067821219050109)] (1,05/0,7 п.л.); А2. Дорофеев, В. Ю. Влияние микролегирования натрием на контактную выносливость и механические свойства горячедеформированных порошковых сталей / В. Ю. Дорофеев, А. Н. Свиридова, Л. И. Свистун // Изв. вузов. Порош- ковая металлургия и функц. покрытия. – 2019. – № 4. – С. 4 – 13 = Influence of Sodium Microalloying on Rolling Contact Endurance and Mechanical Properties of Hot-Deformed Powder Steels [Russian Journal of Non-Ferrous Metals. – 2020. – Vol. 61. – No 3. – P. 354 – 361 (0,93/0,6 п.л.); А3. Дорофеев, В. Ю. Формирование структуры и свойств горячедеформи- рованных порошковых сталей, микролегированных натрием и кальцием, при термической и термомеханической обработках / В. Ю. Дорофеев, А. Н. Свири- дова, В. А. Самойлов // Изв. вузов. Порошковая металлургия и функц. покры- тия. – 2021. – Т. 15. – № 3. – С. 22 – 33. DOI: dx.doi.org/10.17073/1997-308X- 2021-3-22-33. = Formation of Structure and Properties of Hot-Deformed Powder Steels Microalloyed with Sodium and Calcium in the Process of Thermal and Ther- momechanical Treatment [Russian Journal of Non-Ferrous Metals. – 2021. – Vol. 62. – No. 6. P. 723 – 731. DOI: 10.3103/S1067821221060080]. (1,4/0,8 п.л.); – в работах, опубликованных в изданиях, включенных в наукометри- ческую базу данных Scopus: А4. Dorofeyev, V. Mechanical Properties and Rolling Contact Fatigue of Some Hot-Deformed Powder Steels / V. Dorofeyev, A. Sviridova // Euro PM2013. Con- gress & Exhibition Proceedings. Svenska Mässan. The Swedish Exhibition and Con- gress Centre. Gothenburg. Sweden. 15th – 18th September 2013. – European Powder Metallurgy Association, 2013. – Vol. 1. – P. 169 – 174. (0,36/0,20 п.л.); А5. Dorofeyev, V. Y. Rolling contact fatigue of hot-deformed powder steels with calcium microadditives / V. Y. Dorofeyev, A. N. Sviridova, Y. M. Berezhnoy, E. N. Bessarabov, K. S. Kochkarova, V. G. Tamadaev // IOP Conf. Series: Materials Science and Engineering. – 2019. – Vol. 537. – 022046. IOP Publishing. doi:10.1088/1757-899X/537/2/022046 (0,956/0,45 Мб); А6. Dorofeyev, V. Y. Structure and properties of hot-deformed powder steels microalloyed by aluminium / V. Y. Dorofeyev, A. N. Sviridova, Y. M. Berezhnoy, E. N. Bessarabov, K. S. Kochkarova, V. N. Pustovoit, S. V. Sviridova // IOP Conf. Se- ries: Materials Science and Engineering. – 2020. – Vol. 862. – 022045. doi:10.1088/1757-899X/862/2/022045 (0,707/0,3 Мб); – в полученном патенте на изобретение: А7. Пат. 2588979 (Россия). МПК B22F 3/12; C22C 33/02 2015109163/02. Способ получения высокоплотного порошкового хромсодержащего материала на основе железа / Л. И. Свистун, А. Н. Свиридова. – Заявл. 16.03.2015; Опубл.: 10.07.2016; Бюл. № 19. – 6 с. Научные результаты диссертации отражены также в следующих научных изданиях: А8. Свистун, Л. И. Влияние термоциклической обработки на контактную выносливость и механические свойства горячедеформированных порошковых сталей / Л. И. Свистун, А. Н. Свиридова // Порошковая металлургия: инженерия поверхности, новые порошковые композиционные материалы. Сварка = Powder Metallurgy: Surface Engineering, New Powder Composite Materials. Welding: сб. докл. 9-го Междунар. симп. (Минск, 8 – 10 апр. 2015 г.). В 2 ч. Ч. 1 / Нац. акад. наук Беларуси [и др.]; редкол.: А. Ф. Ильющенко (гл. ред.) [и др.] – Минск: Бе- ларуская навука, 2015. – С. 206 – 212. (0,29/0,18 п.л.); А9. Свистун, Л. И. Контактная выносливость горячедеформированных по- рошковых сталей, подвергнутых поверхностной пластической деформации / Л. И. Свистун, А. Н. Свиридова // Новые материалы и технологии: порошковая металлургия, композиционные материалы, защитные покрытия, сварка: матери- алы 12-й междунар. науч. - техн. конф. (Минск, 25 – 27 мая 2016 г.) / Нац. акад. наук Беларуси [и др.]; редкол.: П. А. Витязь (гл. ред.) [и др.] – Минск: Беларус. навука, 2016. –С. 153 – 156. (0,35/0,2 п.л.); А10. Дорофеев, В. Ю. Влияние микродобавок ванадиевого белого чугуна на структуру и свойства горячедеформированных порошковых материалов на основе железа / В. Ю. Дорофеев, Ю. М. Бережной, Е. Н. Бессарабов, Х. С. Коч- карова, А. Н. Свиридова, В. Г. Тамадаев // Порошковая металлургия: инженерия поверхности, новые порошковые композиционные материалы. Сварка = Powder Metallurgy: Surface Engineering, New Powder Composite Materials. Welding: сб. докл. 11-го Междунар. симп. (Минск, 10 – 12 апр. 2019 г.). В 2 ч. Ч. 1 / Нац. акад. наук Беларуси [и др.]; редкол.: А. Ф. Ильющенко (гл. ред.) [и др.] - Минск: Беларуская навука, 2019. – С. 152 – 164. (0,58/0,3 п.л.); А11. Дорофеев, В. Ю. О развитии работ в области получения конструкци- онных порошковых материалов в ЮРГПУ (НПИ) / В. Ю. Дорофеев, А. Н. Сви- ридова // Результаты исследований – 2019: матер. IV Национальной конф. про- фессорско-преподавательского состава и научных работников, г. Новочеркасск, 14 мая 2019 г. – Новочеркасск: ЮРГПУ (НПИ), 2019. – С. 48 – 50. (0,18/0,1 п.л.); А12. Дорофеев, В. Ю. Влияние микродобавок алюминия на механические свойства и контактную выносливость азотированных горячедеформированных порошковых сталей / В. Ю. Дорофеев, А. Н. Свиридова, Ю. М. Бережной, Е. Н. Бессарабов, Х. С. Кочкарова, В. Г. Тамадаев // Новые материалы и технологии: порошковая металлургия, композиционные материалы, защитные покрытия, сварка: материалы 14-й междунар. науч. - техн. конф. (Минск, 9 – 11 сентября 2020 г.) / Нац. акад. наук Беларуси [и др.]; редкол.: А. Ф. Ильющенко (гл. ред.) [и др.] - Минск: Беларус. навука, 2020. – С. 140 – 149. (1,05/0,5 п.л.); А13. Dorofeyev, V. The Effect of Molybdenum Microadditives on The Struc- ture and Properties of Hot-Deformed Powder Steels / V. Dorofeyev, A. Sviridova, S. Sviridova, Y. Berezhnoi, E. Bessarabov, R. Vodolazhenko, Kh. Kochkarova // EURO PM2020. Proceedings. Virtual Congress. October 5-7, 2020. EPMA, 2020. Режим доступа: www.europm2020.com. Euro_PM2020/assets/4848137.pdf (0,415/0,21 Мб); А14. Дорофеев, В. Ю. О ходе работ по изучению структуры и свойств мик- ролегированных порошковых материалов / В. Ю. Дорофеев, А. Н. Свиридова // Результаты исследований – 2020: матер. V Национальной конф. профессорско- преподавательского состава и научных работников, г. Новочеркасск, 15 мая 2020 г. – Новочеркасск: ЮРГПУ (НПИ), 2020. – С. 134 – 136. (0,18/0,1 п.л.); А15. Dorofeyev, V. Y. Effect of microalloying on the stability of the endurance characteristics of hot-deformed powder steels / V. Y. Dorofeyev, A. N. Sviridova, Y. M. Berezhnoy, E. N. Bessarabov, S. V. Sviridova, K. S. Kochkarova, I. D. Derlugyan // IOP Conf. Series: Materials Science and Engineering. – 2021. – Vol. 1155. – 012019. – doi:10.1088/1757-899X/1155/1/012019 (0,53/0,3 Мб); А16. Дорофеев, В. Ю. Влияние микролегирования на стабильность свойств и формирование трещин при деформации и термообработке порошковых мате- риалов / В. Ю. Дорофеев, А. Н. Свиридова // Результаты исследований – 2021: материалы VI Национальной конференции профессорско-преподавательского состава и научных работников, г. Новочеркасск, 17 мая 2021 г. / Южно- Российский государственный политехнический университет (НПИ) имени М. И. Платова. – Новочеркасск: ЮРГПУ (НПИ), 2021. – С. 87 – 90. (0,20/0,12 п.л.). Свиридова Анна Николаевна ГОРЯЧЕДЕФОРМИРОВАННЫЕ ПОРОШКОВЫЕ СТАЛИ ДЛЯ РАБОТЫ В УСЛОВИЯХ ВОЗДЕЙСТВИЯ СТАТИЧЕСКИХ, ДИНАМИЧЕСКИХ, КОНТАКТНЫХ И ЦИКЛИЧЕСКИХ НАГРУЗОК Автореферат Подписано в печать 24.03.2022 г. Формат 6084 1/16. Бумага офсетная. Печать цифровая. Усл. печ. л. 1,0. Уч.-изд. л. 1,1. Тираж 100 экз. Заказ 46-0208. Отпечатано в ИД «Политехник» 346400, г. Новочеркасск, ул. Первомайская, 166 idp-npi@mail.ru