Быстрорежущие стали

В течение многих лет применения инструментальных сталей основным направлением улучшения их режущих свойств было дополнительное легирование карбидообразующими твердыми и тугоплавкими элементами (Ti, Zr, Nb, Co и др.). Однако очень трудно достичь равномерного распределения мелких карбидных зерен в литом материале, так как при медленном остывании слитка выкристаллизовываются довольно крупные карбиды. Карбидная ликвация, характерная для литых быстрорежущих сталей, ухудшает их механические, технологические и эксплуатационные характеристики, усиливает концентрацию напряжений при закалке, что приводит к увеличению склонности к трещинообразованию.

Методом порошковой металлургии удается получать практически беспористые материалы типа быстрорежущей стали из несплавляющихся компонентов, лишенных отмеченных недостатков.

В нашей стране впервые быстрорежущая сталь методом порошковой металлургии получена В.С. Раковским из измельченной стружки. Затем Строева К.М. и Юрченко М.А. применили метод горячей штамповки спеченных заготовок для получения такой стали. Полученная сталь не уступала по своим свойствам стандартной. Строчечность карбидов, которая наблюдалась в отдельных элементах стружки, сохранялась и после горячей штамповки, но так как эти элементы ориентированы различно, то в объеме изделия этой строчечности не наблюдается.

Одним из направлений получения порошковых быстрорежущих сталей является изготовление практически беспористого материала из порошка сплава, полученного расплавлением. Перспективными методами получения крупногабаритных заготовок являются горячая экструзия и изостатическое прессование в комбинации с горячей прокаткой и ковкой. Получение готового инструмента или его армирование целесообразно осуществлять с использованием метода горячей штамповки.

В работе отмечается, что распыленные порошки быстрорежущей стали практически не прессуются в холодном состоянии вследствие высокой твердости (7200-7600 МПа), сферической формы частиц и гладкой их поверхности. Для улучшения прессуемости при получении заготовок для горячей штамповки рекомендуется вводить в порошок пластификаторы (раствор канифоли в спирте, парафин, стеарат цинка, раствор каучука в бензине) или использовать контейнеры из тонколистовой жести. В контейнеры засыпали порцию порошка, утрясали его, закрывали крышками и запаивали. Нагрев перед горячей штамповкой в этом случае можно проводить без защитной среды.

Исследовали влияние температуры нагрева в интервале 1100-1300 °С. При более низких температурах не происходит сращивание частиц такого малопластичного материала, каким является сталь Р18, а при температурах выше 1300 °С возможно появление жидкой фазы. После горячей штамповки контейнеры сошлифовывали и из образцов вырезали пластинки для технологических испытаний. Была исследована также возможность использования двукратного прессования во взаимно перпендикулярных направлениях.

В технологии, основанной на применении пластификаторов (стеарата цинка, канифоли, парафина), произошло разрушение заготовок в печи из-за интенсивного газовыделения. Лучшие результаты были получены при использовании каучука, который вводили в количестве 0,5-2,5% (по массе). Порошок, покрытый каучуком, предварительно просушивали при температуре 200 °С в течение 1-1,5 ч, а затем подвергали прессованию при давлении 500-700 МПа. При этом обеспечивались удовлетворительная прессуемость в холодном состоянии и необходимая прочность при транспортировке и нагреве.

Наиболее высокая плотность образцов достигается при температуре нагрева 1250 °С и работе уплотнения 350-300 МПа. Выдержка при этой температуре в течение 15 мин обеспечивает лучшую структуру стали. Повышение температуры и длительности выдержки приводит к появлению крупных карбидов. Остаточная пористость образцов, полученных по приведенной технологии, составляла 3-5%. Достоинством такой технологии является отсутствие потребности в последующей механической обработке, связанной с необходимостью удаления контейнера. Применение ее целесообразно для изготовления изделий, работающих в тяжелых условиях.

В технологии, предусматривающей использование контейнеров, было исследовано влияние температуры и времени нагрева на плотность образцов, которые получали, используя работу уплотнения 300 МПа. С повышением температуры количество пор и их размеры уменьшаются, а при температуре 1250 °С их практически нет. Оптимальные условия нагрева: температура 1250-1280 °С, время нагрева 20 мин.

В некоторых образцах при охлаждении после горячей штамповки появились трещины вследствие возникновения термических и структурных напряжений. Структурные напряжения появляются в результате обезуглероживания поверхностного слоя образцов, приводящее к формированию в этих зонах низкоуглеродистого мартенсита с меньшим объемом, чем в сердцевине. Это приводит к появлению поверхностных растягивающих напряжений, суммирующихся с термическими. При избыточной работе уплотнения могут возникать не только макро-, но и микротрещины. Отжиг непосредственно после горячей штамповки уменьшает опасность трещинообразования.

Уменьшение работы уплотнения для предотвращения трещинообразования приводило к появлению остаточной пористости. Двукратное прессование во взаимно перпендикулярных направлениях позволило уменьшить работу уплотнения до 230-250 МПа, а температуру до 1220-1250 °С. Конечная остаточная пористость не превышала 2%. Между первой и второй стадиями прессования проводили высокотемпературный отпуск (760 С, 1 ч) для снятия внутренних напряжений.

Структура образцов после горячей штамповки соответствует закаленной стали и характеризуется высокой однородностью. Она содержит более мелкие карбиды (0,3-1,5 мкм) по сравнению со стандартной сталью Р18, карбидная ликвация отсутствует. Отжиг приводит к образованию сорбитной структуры с равномерно распределенными карбидами Ме3С с незначительным количеством Me7C3. После закалки и трехкратного отпуска твердость составляла HRCэ 64-65,5. В качестве наиболее экономичного и продолжительного режима резания стали 12Х18Н9Т режущими пластинками из порошковой быстрорежущей стали Р18, полученных методом горячей штамповки, рекомендуется резание со скоростью 20 м/мин при глубине резания 0,6 мм и подаче 0,1 мм/об. Стойкость резцов из порошковой стали Р18, полученной в работе, вдвое выше, чем резцов из стандартной стали. Этому способствует эффект термомеханического уплотнения и отсутствие карбидной ликвации.

В работе показана возможность получения спеченной быстрорежущей стали Р6М5 из стружки фрезерных операций с размерами частиц 0,5-6,0 мм. Общая технологическая схема приведена на рис. 50. Стружку очищали в щелочных растворах с целью обезжиривания, а затем промывали водой и обезвоживали вакуум-фильтрами. Для восстановления поверхностных окисных пленок и предотвращения обезуглероживания в стружку вводили 0,3-0,4% ламповой сажи. Статическим прессованием при давлении 700 МПа изготавливали брикеты пористостью 25 % которые заделывали в оболочки из Ст3 и нагревали в диссоциированном аммиаке, совмещая процесс довосстановления.

Экструзию полученных заготовок исследовали в интервале температур 1000-1200 °С при продолжительности нагрева (довосстановления) 0,5-2,0 ч и обжатия Л = 2-6. В результате установлены следующие оптимальные режимы экструзии, обеспечивающие получение спеченной стали с такими же прочностными свойствами, как у стандартной: температура экструзии 1050-1100 °С, время экструзии 0,5-1,0 ч, обжатие Л = 4-6. Структура экструдированной стали практически беспористая.

Экструдированную сталь подвергали отжигу и термообработке по таким же режимам, как и для стандартной стали Р6М5. Свойства полученной стали приведены в табл. 41.

Из таблицы видно, что твердость стандартной и экструдированной сталей почти одинакова.

В работе изучены также механические свойства сталей после отжига. С этой, целью из стандартной и экструдированной сталей изготовляли: цилиндрические об-

разцы на сжатие (d = 10 мм, h = 15 мм) и растяжение (d = 6 мм, l = 30 мм); плоские образцы на сжатие (b = 20 мм; h = 2 мм) в условиях плоской деформации. Из спеченной стали (статическое прессование стружки с последующим спеканием при 1150-1200 °С в течение 3,5-4,0 ч) пористостью 10, 20 и 30 % были изготовлены только цилиндрические образцы на сжатие (d = 15 мм, h = 20 мм), которые предназначались для построения диаграммы деформирования металлической матрицы образцов на основе теории пластичности пористых материалов. Исследования показали, что теорию пластичности пористых тел можно применить и для материалов с макроструктурной пористостью, т.е. изготовленных из порошков крупных фракций ( в данном случае мелкой стружки).

При исследовании механических свойств всех типов беспористых образцов, полученных экструзией, установлено, что свойства экструдированной стали улучшаются с увеличением А от 2 до 6, причем оптимальными значениями для практических целей следует считать А = 4-5-6.

"УкрНИИспецсталью" совместно с заводом "Электросталь" и Ижевским металлургическим заводом разработана экономичная технология получения порошковой быстрорежущей стали методом горячей экструзии капсул со свободно засыпанным порошком. Особенностью этого метода является совмещение двух операций (компактирования и деформации) в одну - горячую экструзию порошка. Достоинством этого метода является высокая производительность процесса, возможность использования существующего оборудования (прессов) металлургических заводов, пониженные требования к капсуле.

В работе исследованы свойства порошковой быстрорежущей стали 10Р6М5К5, полученной методом горячей экструзии, в сравнении с порошковой сталью той же марки, полученной методом горячего газостатического прессования (ГГП) с последующей ковкой, и сталью традиционного металлургического производства. Результаты определения плотности металла (стали 10Р6М5К5, г/см3) методом гидростатического взвешивания приведены ниже:

Микроструктурные исследования показали, что микроструктура всех исследованных образцов после отжига представляет собой мелкозернистый перлит. После термической обработки (закалки и трехкратного отпуска) она характеризуется в основном равномерным распределением мелкодисперсных карбидов. В отличие от прутков, полученных методом ГГП с последующей ковкой, на отдельных участках образцов наблюдали незначительную строчечность в распределении карбидов, не превышающую 1 балла карбидной неоднородности эталонных шкал ГОСТ 19265-73.

Средние размеры карбидов в порошковой стали, полученной по обоим вариантам технологии, составляют 0,6-0,9 мкм, максимальные не превышают 2-3 мкм. В стали, полученной по обычной технологии, размеры карбидов колеблются в пределах 2-20 мкм.

Результаты исследования основных свойств металла по сечению прутков в продольном направлении показали, что вторичная твердость и красностойкость стали, полученной методом горячей экструзии порошка, находятся на уровне этих же параметров для порошковой стали, полученной методом ГГП с последующей ковкой, а также стали, изготовленной по обычной металлургической технологии, и до некоторой степени зависят только от содержания углерода в стали.

Предел прочности на изгиб стали, полученной методом горячей экструзии порошка, того же порядка, что и у стали, полученной методом ГГП с последующей ковкой. Ударная вязкость экструдированного металла несколько ниже, чем металла, полученного по схеме ГГП + ковка, но, как правило, выше ударной вязкости металла, изготовленного по обычной технологии.

Вопросам влияния предварительного отжига распыленных порошков быстрорежущих сталей 10Р6М5 и М6Ф1 на превращения, структуру и свойства компактного металла посвящена работа. Компактный металл получали горячей экструзией капсул по технологии. Часть капсул перед экструзией отжигали при 830 °С. Экструдированные прутки диаметром 25 мм отжигали и изготавливали образцы для исследования.

Дилатометрические исследования проводили при скорости нагрева 15, охлаждения - 1,5 град/мин. Образцы закаливали от температуры 1180-1200 С и подвергали трехкратному отпуску при 540-580 °С непосредственно в печи дилатометра с выдержкой 1 ч.

Предварительный отжиг порошков приводит к уменьшению усилия деформации капсул при горячей экструзии на 10-15 %. Микроструктура отожженных прутков отличается повышенной однородностью и равномерным распределением карбидов. В образцах из неотожженных порошков отмечаются следы литой структуры в виде зернограничных выделений карбидов. Несмотря на высокую степень деформации при горячей экструзии (90 %), в структуре этих образцов встречаются отдельные первичные зерна, сохранившие дендритные очертания.

Предварительный отжиг порошков повышает плотность и снижает твердость компактного отожженного металла на 20 HB. Карбиды Me6С, Me7С3. MeС и Me3С сфероидизируются, количество карбидов цементного типа уменьшается. Закалка приводит к некоторому снижению твердости при небольшом увеличении количества остаточного аустенита. Мартенсит отличается повышенной однородностью. После отпуска в структуре отсутствуют следы дендритной ликвации, а вторичная твердость повышается от 64 до 65 у стали М6Ф1-МП и с 66 до 67 HRC - у стали 10Р6М5-МП.

Температурный интервал превращения перлита в аустенит сужается на 10-15 С в результате предварительного отжига порошков. При перлитном превращении снижается устойчивость аустенита. Отжиг порошков способствует повышению температуры вторичного превращения аустенита при отпуске и интенсифицирует процесс дисперсионного твердения. При этом изменяется кинетика превращения аустенита, которая носит бейнитно-мартенситный характер. Структура стали характеризуется наличием нижнего бейнита, что повышает ее прочность. Так, прочность при изгибе термообработанной стали 10Р6М5-МП из отожженного порошка составляет 4800-5000 МПа, в то время как у стали из порошка, не прошедшего предварительный отжиг, она равна 4200-4300 МПа.

Структура порошков быстрорежущей стали, полученных методом распыления, и заготовок из них исследована в работе. Распыление осуществляли на экспериментальной установке института "УкрНИИспецсталь" чистым аргоном под давлением 0,6-0,8 МПа. Распыление одной из плавок (№ 11) проведено в промышленных условиях с применением сжатого воздуха под давлением 1,4-1,6 МПа. В табл. 42 приведена характеристика полученных при распылении порошков.

При микроструктурном исследовании частиц порошка плавки 11, полученного при охлаждении в воде, обнаружены тонкие дендритные ячейки, окруженные эвтектикой, состоящей из аустенита или продуктов его распада и очень мелкодисперсных карбидов.

В порошках, охлажденных в среде аргона, в структуре присутствует 3-феррит, который отделен от аустенита тонкой прослойкой 3-эвтектоида. При охлаждении в воде металлографическое разделение аустенита и 3-феррита сложно, так как в этом случае 3-эвтектоида нет. Присутствие 3-феррита с периодом решетки 0,2880-0,2885 нм в порошках мелких фракций установлено рентгенографически (табл. 42).

Рентгеноспектральный анализ показал, что осевые участки дендритных ветвей, в том числе и участки, занятые 5-ферритом, обогащены вольфрамом, в то время как пограничные участки обеднены им. Другой особенностью структуры порошков является наличие небольшого количества мартенсита. Рост скорости охлаждения приводит к увеличению тетрагональности решетки мартенсита.

Твердость исходных порошков лежит в пределах HRC 51-62.

Таким образом, химический состав, размер и способ охлаждения порошковых частиц определяют фазовые превращения при кристаллизации. Согласно равновесной диаграмме состояния, кристаллизация быстрорежущей стали типа Р18 должна осуществляться путем таких последовательных реакций: а) Ж (жидкость) -> Ж + 5; б) трехфазная перитектическая реакция: Ж + b -> у; в) четырехфазная перитектическая реакция: Ж + b -> у + Me С; г) эвтектическая реакция: Ж -> у + Me С.

При кристаллизации порошковых частиц трехфазная перитектическая реакция протекает только частично, так как образующаяся вокруг кристаллов 5-феррита прослойка аустенита препятствует диффузии атомов из жидкой фазы. Четырехфазная перитектическая реакция из-за недостатка времени подавляется полностью. Эвтектическая реакция осуществляется при всех исследованных скоростях охлаждения.

Таким образом, после завершения процесса кристаллизации структура порошковых частиц состоит из 5-феррита, аустенита и карбида Me С. При этом 5-феррит, выделившийся

из жидкой фазы первым, обогащен тугоплавким элементом -вольфрамом. Очевидно, это вызывает увеличение периода решетки 5-феррита. Дальнейшие превращения происходят в твердом состоянии. При достаточно быстром охлаждении 5-феррит может сохраняться до комнатной температуры. Такие условия лучше всего реализуются при охлаждении мелких частиц. В более крупных частицах 5-феррит эвтектоидно распадается на аустенит и карбид. Образовавшийся аустенит эвтектоида отличается низким содержанием углерода, и потому мартенситная точка его должна располагаться при сравнительно высоких температурах; мартенсит, образовавшийся при них, отпускается в процессе охлаждения. Поэтому на рентгенограммах, кроме линий 5-феррита, присутствуют линии а-феррита с меньшим периодом кристаллической решетки (табл. 42).

Эвтектика, обогащенная углеродом, хромом и ванадием, в момент образования состоит из аустенита и карбидов. При дальнейшем охлаждении часть аустенита сохраняется до комнатной температуры, а другая его часть превращается в мартенсит. Судя по величине с/а = 1,032, мартенсит содержит около 0,8 %С. Такому содержанию углерода соответствует M = 280 С (либо менее, так как хром несколько снижает мартенситную точку).

Порошки плавки 11 подвергали термической обработке по трем вариантам: отпуску в интервале температур 200-700 °C из исходного состояния, после закалки, после отжига и закалки. Режимы закалки с отжига соответствовали обычно применяемым для быстрорежущей стали марки Р18.

При отпуске исходных порошков до 520 °С структура изменяется мало, при 560-620 °С появляются дисперсные карбиды, количество которых растет с температурой. При этих температурах согласно рентгенографическим данным происходит интенсивный распад остаточного аустенита. При температурах выше 640 °С остаточный аустенит отсутствует. Распад мартенсита при отпуске с образованием феррита и выделение карбидов начинается также выше 500 °С. При этом происходит рост твердости исходного порошка до температуры 640 °С (рис. 51). При более высоких температурах твердость снижается, так как идет процесс коагуляции карбидов.

Микроструктура закаленного порошка представляет собой дисперсные карбиды, расположенные по границам и внутри зерен аустенита, а также мартенсит, количество которого значительно больше по сравнению с исходным состоянием. Отпуск закаленного порошка заметно увеличивает его твердость по сравнению с твердостью отпущенного исходного. Это, очевидно, объясняется более высоким содержанием мартенсита. Отжиг, предшествующий закалке, вызывает коагуляцию карбидных частиц и тем самым затрудняет их переход в твердый раствор при нагреве для закалки, что приводит к понижению твердости.

Компактные заготовки получали в работе по следующим схемам прессования порошков быстрорежущей стали: прессование в металлической пресс-форме при комнатной и повышенной температурах с последующим спеканием; прессование с приложением импульсных нагрузок; горячее изостатическое прессование с последующей ковкой; гидростатическое прессование с последующим спеканием и экструзией. Применялось также плазменное напыление.

Структура заготовок, полученных гидростатическим прессованием с последующим спеканием, отличается мелкозернистостью и равномерным распределением карбидов. Такой структуре соответствует твердость HRCэ 65 после отпуска при температуре 560 °C и HRC 61 после отпуска при 620°С. Структура и фазовый состав образцов, полученных прессованием путем приложения импульсных нагрузок, не отличаются от таковых для исходного порошка. Плазменное напыление дает грубозернистую структуру. Фазовый состав заготовок, полученных различными методами прессования с последующим спеканием, сходен с составом отожженного порошка и представляет собой a-фазу и карбиды Me6С.

Способ распыления оказывает большое влияние на гранулометрический состав порошка. В работе исследована стабильность свойств распыленного порошка из быстрорежущей стали и заготовок из них в зависимости от размеров частиц. Исследовали распыленные порошки быстрорежущих сталей Р18 и Р6М5К5 с размером частиц менее 1000 мкм, а также заготовки, полученные методом горячего изостатического прессования. Одним из главных факторов, определяющих структуру и фазовый состав инструментальных сталей, является скорость охлаждения (табл. 43).

При скоростях охлаждения, указанных в таблице, образование эвтектики частично или полностью подавляется и поэтому частицы распыленного порошка имеют, в основном, тонкодисперсную дендритную структуру. С уменьшением размера частиц дендритная структура становится более дисперсной, зачастую переходя в самом мелком порошке в ячеистую.

Согласно данным рентгеноструктурного анализа частиц порошка стали Р6М5К5, в них содержится феррит, аустенит и карбиды VC и V2C. В зависимости от размера частиц параметры кристаллической решетки аустенита изменяются следующим образом: для порошка -630+315 мкм а = 0,3613 нм; -250+160 - 0,3640 нм; для -100+80 мкм - 0,3650 нм. Эти данные свидетельствуют о том, что с увеличением скорости охлаждения частиц легированность твердого раствора возрастает. Фазовый состав порошка стали Р18 в отличие от Р6М5К5 характеризуется наличием еще и b-феррита.

Исследования показали, что разница, наблюдаемая в структуре частиц фракций -630+315, -250+160, -160+80 и -80 мкм, сохраняется и после горячего газостатического прессования. В заготовках из крупного порошка (-630+315 мкм) ярко выражена структурная неоднородность. По мере уменьшения размера частиц она снижается, и в заготовках, полученных из самого мелкого порошка, ее практически нет.

Полученные заготовки подвергали термической обработке, заключавшейся в закалке от температуры 1220 °G и трехкратного отпуска при 540 °С в течение 1 ч. Предел прочности при изгибе и ударная вязкость термообработанных образцов не зависят от гранулометрического состава и находятся в пределах 1450-1500 МПа и 50-42 кДж/м2. Исключение составляет заготовка, полученная из мелкого порошка, для которой указанные свойства несколько выше (1870 МПа и 70 кДж/м2). Исследованные заготовки характеризуются изотропностью структуры и свойств в спеченном состоянии.

Горячая деформация заготовок на 80-90 % обеспечивает получение однородной структуры с одновременным повышением прочностных характеристик. Предел прочности возрастает до 2500-2800 МПа, а ударная вязкость - до 150-200 кДж/м2.

При диспергировании жидкого металлического расплава происходит резкое увеличение его поверхности, что, несомненно, интенсифицирует процессы химического взаимодействия металла с окружающей средой, в частности его окисление. Окисленность порошка характеризовалась как содержанием кислорода, так и наличием окисной пленки на поверхности частиц. Результаты исследований окисленности порошка представлены в табл. 44.

Согласно приведенным в таблице данным, окисленная пленка на поверхности частиц практически отсутствует при содержании кислорода в порошке < 0,02 %. При этом количество кислорода с изменением фракций меняется несущественно. При более высоком Содержании кислорода толщина окисной пленки и количество кислорода понижается с уменьшением фракций.

Содержание кислорода влияет как на форму частиц, так и на пикнометрическую плотность порошка. При низком содержании кислорода форма частиц, независимо от размера, близка к сферической. В окисленном порошке с увеличением размера частиц наблюдается отклонение от сферической формы и тем большее, чем выше содержание кислорода. Это можно объяснить тем, что повышение содержания кислорода резко снижает вязкость жидкого расплава и препятствует сфероидизации частиц в процессе охлаждения.

Величина частиц оказывает влияние на текучесть и насыпную массу порошка, причем в большей степени, чем кислород. Так, с увеличением размера частиц от субситовой фракции 56 до -630+315 мкм величины насыпной массы и текучести изменяются от 4,85 до 3,2 г/см и от 4,8 до 2,2 г/с соответственно. Увеличение содержания кислорода с 0,02 до 0,20 % снижает величину насыпной массы от 4,60 до 3,67 г/см3, а текучести - от 4,5 до 3,8 г/с. Таким образом, даже при значительном содержании кислорода распыленный порошок имеет достаточно высокие технологические свойства.

Размер частиц влияет также на пикнометрическую плотность порошка. Так, при высоком содержании кислорода в Порошке стали Р6М5К5 с уменьшением размера частиц величина пикнометрической плотности возрастает: при содержании в порошке 0,200 % О2 для частиц размером -630+315, -160+100 и -80 мкм она составляет 7,97; 8,12 и 8,17 г/см3 соответственно; при содержании 0,130 % О2 ее величина для тех же размеров частиц - 8,03; 8,16 и 8,21 г/см3. Иногда

аналогичная зависимость наблюдается и у порошка с низким содержанием кислорода. Так, для ряда плавок с 0,027 и 0,012 % О2 пикнометрическая плотность порошка для вышеуказанных частиц составляет 7,7; 8,13 и 8,18 г/см3.

При малом содержании кислорода и практически полном отсутствии оксидных пленок на поверхности частиц низкое значение пикнометрической плотности следует связывать с наличием закрытых полостей в распыленном порошке, размер и количество которых уменьшаются с дисперсностью частиц. При малом количестве полостей в частицах порошка величина пикнометрической плотности, как правило, высокая и составляет 8,20-8,28 г/см3.

Режимы уплотнения при горячем изостатическом прессовании зависят от наличия полостей в исходном порошке. Так, при 1000 и 1100 °С в структуре заготовок еще встречаются не полностью заварившиеся остатки полостей. Это вызывает необходимость использования более высоких температур нагрева для получения беспористых заготовок или увеличения давления прессования. Присутствие газа в полостях распыленного порошка может приводить в процессе высокотемпературной обработки заготовок (закалки) к возникновению надрывов и трещин и резкому снижению прочностных характеристик.

Структура, механические и эксплуатационные характеристики заготовок существенно зависят от содержания кислорода в исходном порошке. Так, при содержании кислорода менее 0,03 % оксидных включений по границам частиц в заготовках не наблюдается. С повышением его до 0,100 % в структуре заготовок встречаются характерные обезуглероженные участки в виде "белых пятен", а оксиды располагаются в виде точечных включений по границам частиц. При более высоком содержании кислорода оксиды имеют уже вид прерывистой или сплошной сетки.

Предел прочности при изгибе и ударная вязкость стали Р18, полученной из порошка с разным содержанием кислорода, составляют: при 0,10 % О2 2100 МПа и 45 кДж/м2; при 0,18 % О2 1860 МПа и 32 кДж/м2; при 0,25 % О 1480 МПа и 22 кДж/м2. Стойкость резцов с увеличением содержания кислорода до 0,25 % снижается более чем вдвое. Аналогично влияет кислород и на свойства стали Р6М5К5.

Восстановление порошка обеспечивает существенное улучшение свойств спеченных сталей. Вакуумно-термическая обработка порошка при температурах 1000 и 1100 °С и остаточном давлении 2-10в-2 - 3*10в-3 мм рт.ст. обеспечивает полное восстановление окисных пленок на поверхности частиц и снижение количества кислорода с 0,20 до 0,04 + 0,03 %. Предел прочности и ударная вязкость деформированных заготовок, полученных из восстановленного порошка, резко возрастают и для стали Р18 достигают 2800 МПа и 110 кДж/м2, а для стали Р6М5К5 - 2600 МПа и 150 кДж/м2.