Procesy kształtowania wyrobów z proszków metali Oryginalny artykuł naukowy Process of forming metal powder products Original Scientific Article
Zaawansowane technologie wytwarzania komponentów
poprzez kucie i spiekanie proszków
Advanced powder forging and sintering technologies
of components manufacturing
Volf Leshchynsky*
Instytut Obróbki Plastycznej, ul. Jana Pawła II 14, 61-139 Poznań, Poland
Informacje o artykule Data przyjęcia: 19.07.2016 Data recenzji: 27.07.2016 Data akceptacji: 30.09.2016 Article info Received: 19.07..2016 Reviewed: 27.07.2016 Accepted: 21.10.2016 Streszczenie
W wyniku opracowania nowych, zaawansowanych technologii metalurgii proszków, nowe materiały i kompozyty proszkowe są obecnie szeroko stosowane w wielu dzie-dzinach techniki, ze względu na ich zdolność do uzyskiwania pożądanych właściwości mechanicznych i innych właściwości fizycznych. W niniejszej pracy przeglądowej przedstawiono analizę obecnego stanu wiedzy i wskazano główne kierunków rozwoju technologii metalurgii proszków. W przemyśle części spiekanych z proszków metali, całkowita wielkość produkcji wzrasta, a ich dominujące aplikacje rozpowszechniają się. W szczególności, analizowane jest ich wykorzystanie do różnych innowacyjnych zas-tosowań technologicznych opracowanych przez Instytut Obróbki Plastycznej (INOP) i wdrażanych w przemyśle. Omówiono technologie wytwarzania części proszkowych o podwyższonej gęstości, zagęszczania w technologii ,,warm flow”, SPS i PASHS opra-cowanych przez INOP.W INOP rozwijane są następujące zaawansowane technologie kucia i spiekania części proszkowych: I) technologia kucia części proszkowych o pod-wyższonej gęstości, II) technologia impregnacji smarami stałymi części proszkowych, III) technologia kształtowania/kucia „warm flow” części proszkowych o złożonym kształcie, IV) technologia usuwania lepiszcza i spiekania części wytworzonych tech-nologią „warm flow”, V) technologia spiekania reakcyjnego stalowych części proszko-wych, VI) iskrowe spiekanie plazmowe nowych nansotrukturalnych kompozytów, VII) Technologia syntezy SHS wspomaganej ciśnieniem. Niektóre wyniki badań do-tyczące tych technologii przedstawiono w niniejszym artykule.
Słowa kluczowe: metalurgia proszków, kucie proszków, spiekanie, iskrowe spiekanie plazmowe, właściwości fizyczne, materiały proszkowe podwyższonej gęstości
Abstract
After the development of an advanced Powder Metallurgy routes, new powder mate-rials and composites are now essential components in many fields of technology, because of their ability to provide desired mechanical and other physical properties. The analysis of current status and choice of main directions of PM technologies deve-lopment is presented in this review. In the industry of sintered PM components, the total amount of production is being increased and their dominant application is being dis-seminated. In particular, their use for the various most attractive applications is ana-lysed, and innovative technology options are developed by Metal Forming Institute (INOP) and implemented in industry. Some PM high density forging, warm flow com-paction, SPS and PASHS technologies developed by INOP are discussed. Advanced powder
forging and sintering technologies developed in INOP are followings: I) powder forging technology of high dense components; II) solid lubrication technologies of PM components; III) warm flow compaction/forging technology of complex shape PM components; IV) debinding-sintering technology of warm formed components; V) reaction sintering techno-logies of steel based components; VI) spark plasma sintering technology of new nano-structured composites; VII) pressure assisted SHS synthesis technology. Some of the main results of the listed technologies are shown in the paper.
Keywords: powder metallurgy, powder forging, sintering, spark plasma sintering, physical properties, high density powdered material
1. BIEŻĄCY STAN I GŁÓWNE KIERUNKI ROZWOJU TECHNOLOGII
W przeciągu kilku lat wiodące firmy w branży metalurgii proszków (MP) stały się pionierem w rozwoju tej technologii w różnych dziedzinach przemysłu, w szczególności w sek-torze motoryzacyjnym. Na chwilę obecną praw-dopodobnie najtrudniejszym wyzwaniem dla metalurgii proszków jest wytwarzanie przekładni zębatych i innych elementów ślizgowych, nie tylko na bazie żelaza [1]. Zaprojektowanie i wy-konanie tych części pozostaje wyzwaniem głów-nie z powodu mgłów-niejszej gęstości osiąganej w pra-sowanych i spiekanych częściach oraz ogra-niczonej wytrzymałości zmęczeniowej. Drugą krytyczną cechą elementów ślizgowych są ich słabe właściwości tarciowe w wysokiej tempe-raturze oraz innych trudnych warunkach. Na przykład, aby rozwiązać problem rozwoju no-wych komponentów o wysokiej gęstości, firma Höganäs oraz dwunastu czołowych dostawców technologii i komponentów zainicjowała i pro-wadzi wspólny projekt rozwoju przemysłu [www.hoganas.com/pm_gearbox_initiative].
Wytwarzanie z wykorzystaniem MP części ze stali konstrukcyjnych, takich jak koła zębate i wirniki dla przemysłu motoryzacyjnego wy-kazuje wiele zalet, takich jak wysoka wydajność, jakość, precyzja oraz mniejsze zużycie energii i tak zwana produkcja „na gotowo”. Na ogół jed-nakże, stalowe komponenty proszkowe wykazują gorsze właściwości zmęczeniowe i mechaniczne w odniesieniu do litych produktów wykonywa-nych kuciem, gdyż zazwyczaj w ich strukturze występują duże pory, które zmniejszają obszar przenoszenia obciążeń oraz zwiększają koncen-trację naprężeń w tych elementach. Aby osiąg-
1. CURRENT STATUS AND MAIN DIRECTIONS OF TECHNOLOGIES DEVELOPMENT
For several years, leading Powder Metallurgy (PM) Companies have been spearheading the development of PM technology in various fields of industry, and, in particular, in the automo-tive sector. Transmission gears and other sliding components probably represent currently the most challenging opportunity in the field of powder metallurgy, not just for ferrous-based materials [1]. The design and performance of these parts remain a challenge mainly because of the lower density achieved in pressed and sintered parts and limited fatigue strength. The second critical feature of the various sliding parts is their poor friction properties at the high temperature and other harsh sliding conditions. For example, to solve the problem of new high dense components development, the collaborative industry development project is initiated and con-ducted by Höganäs and twelve leading technology providers and component and equipment supp-liers [www.hoganas.com/pm_gearbox_initiative]. PM technology for producing structural steel parts such as gears and rotors in the automobile industry exhibits many advantages such as high efficiency, high quality, high precision, reduced energy consumption and near-net shape produc-tion. In general, however, the steel PM compo-nents show inferior fatigue and mechanical pro-perties as compared to fully dense wrought ones, as they usually possess considerable internal po-res which simply reduce the load-carrying area and increase the stress concentration in the com-ponents. For this reason, several processes inclu-
nąć wyższą gęstość stalowych elementów prosz-kowych, zastosowano szereg procesów, w tym zagęszczanie w temperaturze podwyższonej, pod-wójne zagęszczanie, dwukrotne spiekanie i pra-sowania na gorąco. Jednakże, możliwa do uzys-kania gęstość za pomocą tych metod jest ogra-niczona do 7,3 g/cm3 (por. gęstość litych stalo-wych komponentów: 7,8 g/cm3). Dodatkowo, wszystkie wspomniane technologie wymagają nakładów finansowych, które zmniejszają opła-calność MP. W związku z tym opracowanie no-wej, skutecznej technologii MP celem uzyskania wyrobów o podwyższonej gęstości (> 7,3 g/cm3) ma zasadnicze znaczenie.
Metalurgia proszków materiałów lekkich, takich jak stopy aluminium i tytanu, ma coraz większe znaczenie technologiczne i handlowe. Zastosowanie metalurgii proszków w transpor-cie oferuje znaczne korzyści w zmniejszaniu wagi komponentów, przyczyniając się do ograni-czenia zużycie paliwa. Obecnie jednak aplikacje elementów MP ze stopów aluminium i tytanu są ograniczone tylko do kilku produktów. Należą do nich podzespoły pojazdów i silników, takich jak zawory i koła pasowe. Jest to przede wszyst-kim spowodowane wysowszyst-kimi kosztami materia-łowymi i produkcyjnymi. W związku z tym, re-dukcja kosztów jest jednym z głównych celów badań i rozwoju technologii MP aluminium i tytanu.
Aluminium w skali globalnej jest drugim najczęściej używanym metalem, po żelazie. Połą-czenie małej gęstości (2,7 g/cm3) z doskonałą formowalnością, skrawalnością i odpornością na korozję stopów aluminium sprawia, że są one atrakcyjne w wielu zastosowaniach. Konwencjo-nalne techniki MP, takie jak prasowanie i spieka-nie są stosunkowo wydajne i spieka-niedrogie, ze wzglę-du na zdolność do wytwarzania wzglę-dużej ilości skomplikowanych elementów aluminiowych o wysokiej precyzji. Pomimo wielu podobieństw do konwencjonalnej MP materiałów na bazie żelaza, spiekanie aluminium wymaga stosowania ściśle określonych parametrów procesu, w szcze-gólności kontroli atmosfery, temperatury oraz czasu spiekania.
ding warm compaction, double compaction, double sintering and hot pressing have been applied to reach the higher density of steel PM components. However, the achievable density using these methods has been limited to only 7.3 g/cm3 (cf. full density of steel components: 7.8 g/cm3). Additionally, all mentioned techno-logies require production costs that reduces cost effectiveness of the PM route. Therefore, a deve-lopment a new efficient PM technology to realize the high density (>7.3 g/cm3) is of great impor-tance.
Powder Metallurgy applications of light-weight materials, such as alloys of aluminium and titanium, are of increasing technological and commercial importance. The Powder Metallur-gy process offers considerable advantages in the reducing weight in transport applications and thereby save fuel. Currently, however, the appli-cations for aluminum alloy and titanium PM parts are limited to only a few products. The main of them are vehicle and engine components such as valves and pulleys. This is primarily due to their high material and manufacturing costs. Therefore, cost reduction is one of the main goals of current aluminum and titanium PM technology research and development.
Aluminium is the second most commonly used metal, following iron and steel, in global production. The combination of low density (2.7 g/cm3) with excellent formability, machi-nability and corrosion resistance makes alumi-nium alloys attractive for many applications. The conventional press-and-sinter PM route is a relatively efficient and inexpensive process, with demonstrated capability for producing high volumes of complex high precision alumi-nium components. However, despite the simila-rity to conventional PM processing of iron-based materials, the sintering of aluminium requires very robust process parameters particu-larly with regard to tight control of sintering atmosphere, temperature and time of sintering.
Rys. 1. Przykłady nowych konstrukcji elementów dla przemysłu motoryzacyjnego wykonanych z wykorzystaniem zaawansowanych technologii MP: (a) – wieloczęściowy zamiennik koła zębatego; (b) – formowana część
o podwyższonej gęstości; (c) – część wykonana MP z różnych materiałów; (d) – część samosmarująca z rowkami; (e) –komponent lekkich kół pasowych wytworzony technikami przyrostowymi
Fig. 1. Examples of the automotive components of new design made by advanced PM technologies. (a) – multi-part substitution of gear: (b) – high density part forming; (c) – joining of dissimilar PM materials;
(d) – self-lubricating part with grooves; (e) – light pulley additive manufacturing
Przykłady części samochodowych wykona-nych z zastosowaniem zaawansowawykona-nych techno-logii MP przedstawiono na rys. 1 [1, 2]. Z tego punktu widzenia, najbardziej skuteczne sposoby rozwoju technologii MP są następujące:
– zastosowanie spiekania z dogęszczaniem dla nowych materiałów kompozytowych;
– zastosowanie zoptymalizowanych operacji kucia w celu osiągnięcia gęstości zbliżonej do teoretycznej dla materiałów proszkowych; – projektowanie i technologia modyfikacji części
proszkowych stałym środkiem smarnym w celu uzyskania bardzo niskiego współczynnika tarcia w reżimach smarowania granicznego; – wytwarzanie nowej generacji lekkich części
proszkowych z wykorzystaniem technik przyrostowych (AM).
Na przykład, strategię realizowaną przez GKN Sinter Metals dla nowych produktów AM w sektorze motoryzacyjnym widać na przykładzie konstrukcji pokazanej na rys. 1e [2]. Konwencjo-nalne koło pasowe zostało przekonstruowane pod potrzeby technik przyrostowych i charakte-ryzuje się strukturą plastra miodu, pomiędzy piastą i zewnętrznym wieńcem zębatym oraz wnękami wewnątrz piasty i koła zębatego. Cechy te nie tylko zmniejszają masę komponentu, ale, co ważniejsze, oferują znaczącą redukcję hałasu. W przypadku koła zębatego, hałas generowany jest przez zęby kół, w momencie kontaktu współpracujących pomiędzy sobą powierzchni zębów. Wewnętrzna struktura przestrzenna w postaci kratownicy minimalizuje przenoszenie hałasu do piasty i wału. Technologia AM pozwala produkować koła pasowe ”na gotowo”
The examples of automotive components made by advanced PM technologies are shown on Fig. 1 [1, 2]. From this viewpoint, the most effective ways of PM technology development are followings:
– application of multi-material design and technologies (compaction and sinter-joining); – application of optimised forging operations to
achieve the near full density of PM materials; – solid lubricant modification of PM parts
design and technology to achieve the ultra low friction at boundary lubrication regimes; – additive manufacturing of new generation of
light weight PM parts.
For example, the strategy pursued by GKN Sinter Metals for new AM products in the automotive sector can be seen in the design shown in Fig. 1e [2]. A conventional pulley was re-developed for AM with a honeycomb structure between the hub and the outer gear ring and cavities inside the hub and gear. These features not only reduce the mass of the component but, more importantly, offer a sig-nificant noise reduction. In the case of the pulley, the noise is generated by the gear teeth when the tooth flanks meet the teeth of matching gear or drive belt. The internal hollow structure minimises the noise transfer to the hub and shaft. AM technology allows to produce
(niewymagającej obróbki końcowej), a wykań-czająca obróbka mechaniczna o wysokiej precy-zji realizowana w przystępnej cenie dotyczy tylko wewnętrznych i zewnętrznych powierzchni współpracujących [2].
Obecność warstwy tlenkowej na powierz-chni cząstek proszku na bazie stopu Al ogranicza możliwości ich konsolidacji w procesie spie-kania. Warstwa tlenkowa jest bardzo silna i nie może być usunięta przez obróbkę cieplną, lub kruszona w wyniku uderzania w nią cząstkami. Obecność warstwy tlenkowej utrudnia formo-wanie elementów z proszku stopu na bazie aluminium. W celu uzyskania dobrego wiązania między cząstkami, warstwa tlenkowa musi być usunięta z ich powierzchni. Istnieje kilka sposo-bów na zredukowanie warstwy tlenkowej, w tym jej mechaniczne rozbicie, przez wytworzenie tarcia między powierzchniami cząstek, obróbkę plazmową cząstek, spiekanie z wykorzystaniem iskry elektrycznej oraz zastosowanie aktywnych składników stopowych, takich jak magnez (Mg). Ten ostatni sposób okazał się jednym z najbar-dziej skutecznych sposobów usuwania warstwy tlenkowej z proszków stopu na bazie Al. Według [3–5], usunięcie warstwy tlenkowej wymaga: (a) obecności małej ilości Mg (ponad 0,01% wagowych) w stopie na bazie Al i (b) tem-peratury powyżej 773K. W tej temperaturze Mg rozpuszczony w stopie na bazie Al przemieszcza się z obszaru wewnętrznego do powierzchni i redukuje warstwy tlenku aluminium na po-wierzchni cząstek. Osiąga się to za pomocą reakcji chemicznej, która rozkłada częściowo powierzchniową warstwę tlenku tworząc czę-ściowo MgAl2O, a częczę-ściowo odsłaniając meta-liczne Al. Biorąc pod uwagę, że proszki stopu Al 6022, które mogą być wykorzystywane do pro-dukcji niektórych części są wykonane ze stopu na bazie Al zawierającego 0,45-0,70% masowych magnezu, czyni je odpowiednimi do usuwania warstwy tlenkowej za pomocą wstępnej obróbki cieplnej. Jednak proste usunięcie warstwy tlen-kowej z cząstek proszku na bazie aluminium może nie być wystarczające, ponieważ naturalna powłoka tlenku aluminium zostanie utworzona ponownie na odsłoniętych metalicznych powie-rzchniach cząstek Al w chwili kontaktu z oto-czeniem. Aby zapobiec utlenianiu, można stoso-wać bezpośrednie azotowanie proszku stopu
a near-net shape preform of the pulley surfaces that need high precision are finish and only the functional inner and outer machined at afford-able cost [2].
The presence of oxide layer on the surface of Al-based alloy particles limits their consolidation capabilities of the PM sintering process. The oxide layer is quite strong and cannot be removed by heat treatment or broken up upon impact of the accelerated particle with a substrate. The presence of an oxide layer makes it difficult to form the parts of Al-based alloy particles. In order to obtain good inter-particle bonding , the oxide layer has to be removed from the surfaces of Al-based alloy particles. There are a few feasible methods for reduction of the oxide film, including its mecha-nical breakdown by creating friction between particle surfaces, plasma treatment of the par-ticles, pulse electric sintering process and the use of active alloying elements, such as magnesium (Mg). The latter turned out to be one of the most efficient approaches to removing the oxide layer from Al-based alloy powders. According to [3–5] the removal of the oxide layer requires: (a) the presence of a small amount of Mg (over 0.01 mass%) in the Al-based alloy and (b) an activa-tion temperature above 773K. At this tempera-ture, Mg soluted in the Al-based alloy powder moves from the inner region to the surface and reduces the aluminum oxide film on the powder surface. This is achieved by a chemical reaction that breaks the surface oxide film partly forming MgAl2O, and partly exposing the metallic Al. Taking into account that the Al 6022 powders to be used for some parts manufacturing are fabricated from Al-based alloy containing 0.45-0.70 mass % of Mg, such powders are suitable for the oxide layer removal by thermal pre-process-ing. However, a simple removal of the oxide layer from Al-based alloy powders may not be enough, since a natural aluminum oxide coating will be formed again over the metallic Al powders ex-posed to the environment. To prevent oxidation, direct nitriding of the heat treated Al alloy pow-ders can be used to form a very thin AlN oxida-
aluminium poddanego obróbce cieplnej w celu wytwarzania bardzo cienkiej warstwy zabezpie-czającej AIN na powierzchniach cząstek. Jak wykazano w [6] bardzo cienkie warstwy AlN otaczające każdą cząstkę proszku stopu Al mogą być wytworzone podczas bezpośredniego azoto-wania w strumieniu azotu przy przepływie 5 l/min w temperaturze 560°C. W związku z tym, stosowanie bezpośredniego azotowania do zapobiegania powtórnemu utlenianiu cząstek stopu aluminium może być stosowane w pro-cesie spiekania reakcyjnego. Proces ten opraco-wano w INOP i aktualnie opracowywana jest pierwsza aplikacja (rys. 4b) produkcji separa-torów łożysk ze stopów Al.
tion protective layer on the surface of the particle. As was shown in [6] very thin AlN shells enve-loping each Al alloy particle during direct nitri-ding can be formed under flowing nitrogen at 5 L/min at 560 °C. Therefore, application of direct nitriding to prevent Al alloy particles from re-oxidation can be employed in the reaction sinter-ing process. This process is elaborated in INOP, and first application for Al alloy bearing separa-tors manufacturing is being developed at present time (Fig. 4b).
Rys. 2. Zaawansowane technologie kucia i spiekania proszków opracowane w INOP; poziom gotowości (TRL) rozwoju pracy pokazano dla każdej technologii; poziom skali laboratoryjnej odpowiada TRL 2–3, skala pilotażowa – TRL 4–6 Fig. 2. Cold bonding technology utilizing lateral extrusion assisted by friction with the rotating diskadvanced powder
forging and sintering technologies being developed in INOP; Technology Readiness Level (TRL) of work development is shown for each technology; lab scale level corresponds to TRL 2–3, Pilot scale – TRL 4–6
Rys. 2 przedstawia schemat podejścia ba-dawczego wykorzystany w INOP przy opraco-wywaniu zaawansowanych technologii kucia i spiekania. Wśród nich są:
– technologia kucia części proszkowych o pod-wyższonej gęstościi;
– technologie wprowadzania środków samo-smarnych do komponentów proszkowych; – technologia zagęszczania/kucia „warm flow”
elementów o złożonych kształtach;
– technologia usuwania lepiszcza i spiekania komponentów formowanych na gorąco; – technologia spiekania reakcyjnego
kompo-nentów na bazie stali;
– technologia spiekania impulsowo-plazmowego nowych kompozytów nanostrukturalnych; – technologia syntezy SHS wspomagana
ciśnie-niowo.
Część głównych wyników badań ww. wy-mienionych technologii podano poniżej.
2. TECHNOLOGIE KUCIA PROSZKÓW 2.1. Doskonalenie technologii PM
kompo-nentów proszkowych wysokiej gęstości
Technologia zagęszczania-spiekania-kucia ma realną możliwość zwiększenia gęstości nawet do 7,7 g/cm3. Jednakże technologia ta nie jest stosowana w szerokim zakresie dla prosz-ków żelaza z powodu wysokich kosztów operacyjnych. Przy czym technologia ta cieszy się coraz większym zainteresowaniem przy wytwarzaniu elementów narażonych na znacz-ne obciążenia zmęczeniowe. Przykłady obej-mują bardzo obciążone piasty mechanizmów rozrządów, pierścienie i stożki, różne rodzaje kół zębatych i grzbietów krzywek. Najważniej-sze to przekładnie i koła zębate [1,2]. Możliwość wykonywania tych komponentów w zmodyfi-kowanym procesie kucia na zimno części prosz-kowych staje się coraz bardziej atrakcyjne, gdyż obecnie właściwości mechaniczne spieków ze stali stali, zbliżone są do właściwości części stalowych kutych o wysokiej wytrzymałości. Tak więc, produkcja części o gęstości zbliżonej do teore-tycznej, zmodyfikowanymi metodami kucia proszków (PF) jest niezwykle ważna.
Fig. 2 shows the diagram of research app-roach exploited by INOP in the development of advanced PM forging and sintering technologies. Among them are:
– powder forging technology of high dense components;
– solid lubrication technologies of PM compo-nents;
– warm flow compaction/forging technology of complex shape PM components;
– debinding-sintering technology of warm for-med components;
– reaction sintering technologies of steel based components;
– spark plasma sintering technology of new na-nostructured composites;
– pressure assisted SHS synthesis technology. Some of the main results of the listed tech-nologies are shown below.
2. POWDER FORGING TECHNOLOGIES 2.1. High dense powder components PM
techno-logy improvement
A compaction–sintering–forging technology has a real capability to increase density up to 7.7g/cm3. So far this method has not been used to any large extent in ferrous PM because of high operation costs. However, the components subjected to heavy fatigue loading are attracting increasing attention for this technology. Exam-ples include highly stressed synchronizing hubs, rings and cones, different types of gears and cam lobes. The most prominent are transmission gears and various pinions [1, 2]. The possibility of making these components by such a modified cold powder forging process is getting closer as the mechanical properties of PM steels today are close to those of wrought high strength steels. So, the task of manufacturing parts with near full density by modified PF methods remains important.
Innowacyjność metody kucia do wysokiej gęstości opracowanej w INOP polega na połączeniu operacji kucia lub kalibrowania części spiekanej w optymalnym reżimie tempe-ratury w jednym cyklu technologicznym (Rys. 3a, 3b). Wzrost gęstości występuje wskutek plastycznego płynięcia materiału spiekanego. Ostatecznie metoda ta pozwala na osiągnięcie 98% gęstości materiału litego. Taką samą gęs-tość można uzyskać tylko w procesie kucia na gorąco części spiekanych, przy czym w takim procesie trudno jest uzyskać wysoką dokład-ność elementów proszkowych.
Eksperymenty zostały przeprowadzone przy użyciu proszków Astalloy Mo i Astalloy CrM, których charakterystyki podano w Tab. 1. Za-gęszczanie, spiekanie i kucie części proszko-wych przeprowadzono przy użyciu specjalnego oprzyrządowania, które zostało zainstalowany na maszynie wytrzymałościowej. Badania gęs-tości metodą Archimedesa przeprowadzono po prasowaniu, spiekaniu i kuciu. Operacje ściska-nia prowadzono na maszynie wytrzymałościowej Instron generującej obciążenie 200 kN.
The innovativeness of high density forging method developed in INOP lies in joining of the operations of forging or sizing of compact sin-tered at optimal temperature regime in one technological cycle (Fig. 3a, 3b). An increase of the density occurs due to plastic flow of the sintered material. Finally, this method permits the attainment of 98% density of the solid ma-terial. The same density may only be obtained by the process of powder hot forging, however in such a process it is difficult to obtain a great accuracy of PM components.
The experiments were conducted using Ast-alloy Mo and AstAst-alloy CrM powders, the characteristics of which are given in Tab. 1. The powder compaction, sintering and forging expe-riments were carried out using special tooling which was installed on the test machine. The density of compact was measured by Archime-des’ method after the compaction, sinte-ring and forging. The compression operations were performed on INSTRON test machine with load capacity of 200KN.
Tab. 1. Charakterystyka proszku Astalloy Mo i Astalloy CrM Tab. 1. Characteristics of Astalloy Mo and Astalloy CrM powders Nazwa proszku
Name of the powder
Skład
Composition Gęstość nasypowa Apparent density [g/cm3]
Fe Mo Cr C
Astaloy Mo baza /base 1.5% — < 0.01 3.10
Astaloy CrM baza /base 0.5% 3% < 0.01 2.85
Wykresy obciążenie-przemieszczenie próby ściskania próbki spiekanej (Rys. 3c) były rejest-rowane komputerowo i skorygowane w celu uwzględnienia sprężystego odkształcenia oprzy-rządowania. Gęstość wypraski mierzona po każ-dym zagęszczaniu była nanoszona jako punkt końcowy krzywej ciśnienie-gęstość, która była obliczana na podstawie rejestrowanego kompu-terowo wykresu obciążenie-przemieszczenie.
The load-displacement diagrams of the sintered sample compression test (Fig. 3c) were computer recorded and corrected to take into account an elastic deformation of tooling. Density of compact measured after each densification was applied as final point of pressure-density curve which was calculated on the base of computer recorded load-displacement diagram.
a) b)
c)
d)
Rys. 5. Reżimy temperaturowe spiekania (a, b) oraz krzywe umocnienia (c, d) spiekanych wyprasek podczas ściskania liniowego Fig. 5. Sintering temperature regimes (a, b) and strengthening curves (c, d) of sintered compacts during linear compression
T=720°C t=60 min T em pe ra tu ra \ T em pe ra tu re [°C ]
Czas / Time [min]
T=6900C/700°C/ 710°C/720°C t=30 min T=11200C t = 40 min Spiekane 1120°C i odpuszczane 720°C Sintered 1120°C and tempered 720°C
N ap rę że ni e up la st yc zn ia ją ce / F lo w s tr es s [M Pa ] T em pe ra tu ra \ T em pe ra tu re [°C ]
Czas / Time [min]
Wstępnie spiekane 720°C Preliminary sintered 720°C Spiekane 1120°C Sintered 1120°C Odkształcenie / Strain [%] N ap rę że ni e up la st yc zn ia ją ce / F lo w s tr es s [M Pa ] Odkształcenie / Strain [%] Spiekane 1120°C Sintered 1120°C Wstępnie spiekane 720°C Preliminary sintered 720°C Spiekane 1120°C i odpuszczane 720°C Sintered 1120°C and tempered 720°C
Wyniki badań właściwości mechanicznych (rys. 3c) oraz pomiarów gęstości próbek (tab. 2) ujawniają, że zastosowanie chłodzenia izoter-micznego po spiekaniu w temperaturze 1120oC umożliwia zwiększenie właściwości plastycznych oraz odkształcenia materiału przy niższym na-prężeniu niż w przypadku próbek spiekanych zwyczajnie, co skutkuje osiągnięciem gęstości zbliżonej do materiałów litych (tab. 2). Dane doświadczalne wskazują, że ciągliwość próbek chłodzonych izotermicznie jest wyższa niż pró-bek spiekanych zwyczajnie (rys. 3d)
Efekt ten jest wykorzystywany przy opraco-waniu technologii PF firmy WSK wytwarzania komponentów proszkowych. Przykład takiej części pokazano na rys. 4a.
The results of mechanical tests (Fig. 3c) and density measurement of samples (Tab. 2) reveal that incorporation of an isothermal cooling after sintering at the temperature of 1120oC allows to increase a plastic properties, and to deform ma-terial at lower stresses than those of usually sin-tered samples, that results in achievement of the near full densities (Tab. 2). The experimental data demonstrate that a ductility of the samples iso-thermally cooled is higher than that of usually sintered ones (Fig. 3d).
This effect is used at the elaboration of PF technology of WSK Company PM components manufacturing. An example of such a part is shown on Fig. 4a.
Tab. 2. Wyniki pomiaru gęstości (Astaloy Mo) Tab. 2. Density measurement results (Astaloy Mo)
Nazwa próbki Sample name
Po spiekaniu After sintering
Po ściskaniu próbek spiekanych After compression of sintered samples Średnia gęstość Average density [g/cm3] Odchylenie standardowe Scatter [g/cm3] Średnia gęstość Average density [g/cm3] Odchylenie standardowe Scatter [g/cm3] Chłodzenie izotermiczne 690oC Isothermal cooling 690oC 6,81 ±0,32 7,66 ±0,27 Chłodzenie izotermiczne 700oC Isothermal cooling 700oC 6,8 ±0,34 7,7 ±0,15 Chłodzenie izotermiczne 710oC Isothermal cooling 710oC 6,82 ±0,25 7,7 ±0,12 Chłodzenie izotermiczne 720oC Isothermal cooling 720oC 6,84 ±0,28 7,66 ±0,15 Wstępne spiekanie 720oC Preliminary sintering 720oC 6,86 ±0,25 7,25 ±0,11 a)
b)
Rys. 4. Komponenty proszkowe wytworzone za pomocą rozwijanej w INOP technologii: (a) płytka WSK dla układu paliwowego (Astalloy Mo na bazie żelaza); (b) – płytka cierna hamulca (kompozycja proszku ciernego)
Fig. 4. PM components for PM technology development in INOP: (a) WSK plate for fuel supply system (Astalloy Mo based steel); (b) – brake pad (friction powder composition)
2.2. Zagęszczanie typu „warm flow”
Opracowanie technologii zagęszczania „warm flow” (WFC) wynika z faktu, że produk-cja względnie dużych komponentów o złożo-nych kształtach nie jest możliwa w drodze kla-sycznego jednoosiowego prasowania. Doprowa-dziło to do badań nad sposobem modyfikacji technologii MIM w celu formowania części o złożonej geometrii. Główną ideą metody WFC jest zwiększenie właściwości przepływu mie-szanki proszek–lepiszcze. W INOP zastosowano dwa podejścia do osiągnięcia tego celu. Naj-pierw, zwiększana jest gęstość upakowania prosz-ku, który ma być zagęszczany, poprzez dodanie proszku drobnoziarnistego, który wpasowuje się pomiędzy większe cząstki mieszanki prosz-ku. Następnie, stosowana jest wyższa zawartość lepiszcza (smaru) (podobnie do MIM) w odnie-sieniu do konwencjonalnego ściskania jedno-osiowego. Tym niemniej, ilość lepiszcza lub smaru i jego skład muszą być zdefiniowane na podstawie badania właściwości takiej mieszan-ki. Połączenie tych właściwości pozwala na uzyskanie proszku o wymaganej zdolności pły-nięcia, którą najlepiej opisać jako lepkość cieczy
2.2. Warm flow compaction
The development of warm flow compaction (WFC) stems from the observation that manufac-turing of relatively big components with complex shape is not possible by classical uniaxial com-paction. This led to an investigation of how this technology may be modified based on MIM achievements to form more complex parts. The key to WFC is to enhance the flow properties of the powder–binder mixture. The INOP used two approaches to achieve this. Firstly, the packing density of the powder being compacted is in-creased by adding fine powder, which fits between the larger particles in the powder mixture. Secondly, a higher binder (lubricant) content (si-milar to MIM) is used as compared with that of conventional axial compaction. However, the amount of binder or lubricant and its composi-tion have to be defined on the base of examina-tion of the properties of such a powder–binder blend. Both effects together provide the powder with a sufficient flowability that is best described as the viscosity of a highly filled liquid [7]. The viscous behaviour of the powder-binder blend gi-warstwa farby natryskiwanej / spray paint layer
ukosowanie / chamfering
materiał cierny / friction material
dolny materiał / low material wastwa kleju / adhesive layer tył / the back
wysoko zagęszczonej [7]. Lepkie zachowanie mieszanki proszek-lepiszcze nadaje materiałom zdolność do płynięcia w formie o złożonym kształcie podczas zagęszczania (rys. 5).
ves material the ability to flow in the mold of complex shape during the powder during com-paction (Fig. 5).
Rys. 5. Prototyp narzędzia zagęszczania „warm flow” dla formowania cienkościennego obudowy lub osłony o złożonym kształcie
Fig. 5. Warm flow compaction tool prototype for WFC forming of thin wall jacket of complex shape
Występują trzy etapy procesu płynięcia w WFC skutkujące zagęszczeniem mieszanki proszek–lepiszcze:
– zwiększenie gęstości upakowania ze względu na znaczne przeorientowanie się cząstek i wypeł-nienie przestrzeni między cząstkami, o mniej-szej wielkości (frakcja drobnoziarnista), które są dodawane do mieszanki proszku;
– zagęszczanie mieszanki proszek-lepiszcze, do osiągnięcia progu, przy którym lepiszcze za-czyna tworzyć fazę ciągłą;
– przepływ mieszanki proszek-lepiszcze, wyka-zujący charakterystykę przepływu wysoce wy-pełnionej dyspersji lepiszcze-proszek. W tym przypadku osiągana jest niemal pełna gęstość. Zawartość metalu w wyprasce proszek-lepisz-cze osiąga wysokie wartości, ponieważ gęstość upakowania medium proszkowego jest już wysoka.
Oprócz wyższych gęstości wyprasek, roz-kład wielkości cząstek w wyprasce jest również bardziej jednorodny, niż w przypadku tradycyjnych części proszkowych. Mieszanki proszek–lepiszcze opracowane w INOP wykazują
There are three stages to the flow process in the WFC resulting in powder–binder mixture densification:
– an increase of packing density due to consi-derable particle rearrangement and filling the inter-particle area with the particles of small size (fine powder fraction) which are added to powder mixture;
– compaction of the powder-binder blend until the density is reached a threshold at which the binder forms a contiguous phase;
– flow of the powder-binder blend which exhi-bits the flow behaviour of a highly filled binder– powder dispersion. The near full density is achieved in this case. The content of the metal in the powder–binder green part reaches high values because the packing density of the pow-der medium is already high.
In addition to higher green densities, the particle distribution in the green compact is also more homogeneous than that of classical PM part. The powder-binder mixtures developed by INOP exhibit required technological properties
(visco-pożądane właściwości technologiczne (lepkość, prędkość parowania, itp.), które skutkują lepszą możliwością kontrolowania parametrów geo-metrycznych wytwarzanych części (rys. 6c) (re-latywnie niewielkie zniekształcenie z powodu skurczu podczas fazy odparowywania lepiszcza oraz spiekania wypraski). Niektóre mieszanki proszek–lepiszcze wymagają niższych szybkości usuwania lepiszcza niż te stosowane konwen-cjonalnie. Opracowane zostały reżimy tempera-turowe dla usuwania lepiszcza.
sity, evaporation rate, etc.) that results in good controllability of geometry parameters of parts (Fig. 6c) being produced (relatively small distor-tion due to shrinkage during evaporadistor-tion of binder phase and sintering of the compact). Some powder–binder compositions require lower debinding rates than conventional PM. The tem-perature regimes of debinding have been elabo-rated.
Rys. 6. Schemat procesu usuwania lepiszcza WFC [8] – (a), piec do usuwania lepiszcza [9] – (b) oraz wypraski po cyklu usuwania lepiszcza (wyniki INOP) – (c)
Fig. 6. WFC debinding process schematics [8] – (a), debinding furnace [9] – (b) and compacts after debinding cycle (INOP results) – (c)
2.3. Precyzyjne kucie na zimno komponentów proszkowych z impregnacją nanocząstek
Kucie części proszkowych zostało szeroko opisane i wzbudziło duże zainteresowanie w wielu obszarach przemysłu jako ekonomiczna metoda produkcji części o wysokiej wytrzyma-łości z proszków metali wykonanych w techno-logii metalurgii proszków, która jest o wiele bardziej efektywna ze względu na mniej skom-plikowany proces produkcji wielkoseryjnej, w porównaniu do części wykonanych przez odlewanie, obróbkę skrawaniem i inne techno-logie. W niektórych przypadkach Technologia MP jest predysponowana do wytwarzania części takich jak materiały porowate, materiały kompozytowe, materiały ogniotrwałe i stopy. Szerokie stosowanie metalurgii proszków żelaza w przemyśle motoryzacyjnym i lotniczym stwarza badaczom nowe możliwości wykorzys-tania porów w częściach proszkowych jako zbiorników smarów oraz opracowania technik kucia części proszkowych w celu uzyskania wysokiej precyzji elementów o kontrolowanych właściwościach ciernych. Ograniczeniem kla-sycznej ścieżki prasowania i spiekania jest poro-watość elementów po spiekaniu. Odkształcenie plastyczne i impregnacja smarami stałymi oraz smarami ciekłymi są głównymi sposobami zwiększenia odporności na ścieranie części spiekanych wytworzonych na bazie proszków żelaza.
Celem tej pracy jest, wytworzenie rzeczy-wistych łożysk ślizgowych, elementów łożysk kulkowych i wałeczkowych metodami MP i zbadanie właściwości ciernych łożysk o modyfi-kowanych powierzchniach nanocząsteczkami smarów stałych. W tym przypadku stosuje się nową technologię impregnacji [10, 11]. Do mo-dyfikacji powierzchni zastosowano nanocząstki smarów stałych MoS2 i WS2 (wykonana w tech-nologii opracowanej w INOP [11], patrz rys. 7) Po spiekaniu tuleje łożyskowe poddawane są impregnacji w wyniku której na powierzchni roboczej tworzy się warstwa nanoczastek wnika-jąca w pory, tak przygotowane tuleje poddawane są operacji kucia. Ostatnie badania wykazały, że nanocząsteczkowe smary MoS2 i WS2 mają wła-ściwości smarne porównywalne z olejami smaru-
2.3. Precision cold forging of powder compo-nents with nanoparticles impregnation
Powder forging have been studied exten-sively and raising much interest in many parts of the industry as economic method of producing high strength parts from metal powders made by powder metallurgy technology which is much more effective due to lower complicated component for high volume production, as compared to that of parts made by casting, machining and other technologies. The PM technology is sometimes the only manufacturing method used to produce parts using materials such as porous materials, composite materials, refractory materials and other alloys. The vast application of ferrous powder metallurgy material in automotive and aerospace industry provides reasons for researchers to use the pores as a lubricant reservoirs, and to develop the powder forging techniques to obtain the high precision PM parts with controlled friction properties. A limitation of the classical compact-ion-sintering route is the porosity of the components after sintering. Plastic deformation and impregnation with liquid and solid lubricants are a main ways to improve the performance of sintered ferrous material and obtain the final product.
The aim of this work is to make the real sliding bearings and elements of ball and roll bearings by PM route, and to study friction properties of these bearings modified with new nanoparticles of solid lubricants. The new impreg-nation technology is used in this case [10, 11]. Two routes of surface modifications by MoS2 and WS2 nanoparticles are applied: impregnation of platelet MoS2 nanoparticles (made by technology developed in INOP [11], see Fig. 7) into the pores after the powder part sintering, and the formation of films of nanoparticles by following powder forging technology steps. Recent experiments showed that MoS2 and WS2 nanoparticle lubricants possess lubricating properties compar-able to those of the lubricating oil. The pressure impregnation method [11] allows to incorporate
jącymi. Metoda impregnacji pod ciśnieniem [11] pozwala na wbudowanie submikro- i nano-cząstek w powierzchnię ślizgową tulei. Ta czą-steczkowa warstwa stałego smaru tworzy pseudo--hydrodynamiczne warunki smarowania i obiegu cząstek stałych środków smarnych, które jak oczekuje się, minimalizują zarówno straty tarcia i zużycia. Rola nanocząsteczkowych smarów stałych jako części trzeciego ciała określana jest jako bardzo ważna, a celem dalszej pracy jest określenie i scharakteryzowanie tych efektów. W tej technologii produkowane są rzeczywiste elementy (rys. 4).
the submicro- and nanoparticles onto a sliding surface of the sleeve. This particulate solid cant layer creates quasi-hydrodynamic cation conditions, and circulation of solid lubri-cant particles, that is expected to alleviate both friction losses and wear. The role of the nano-particle solid lubricants as a part of a third body is defined to be very important, and the goal of further work is to determine and characterise these effects. The real powder components are produced with this technology (Fig. 4).
a) b)
Rys. 7. Morfologia nanocząsteczkowych stałych smarów wytworzonych technologią opracowaną INOP: (a) – MoS2, (b) – WS2 Fig. 7. Morphology of nanoparticle solid lubricans made by INOP technology: (a) – MoS2, (b) – WS2
3. ROZWÓJ TECHNOLOGII SPIEKANIA 3.1. Iskrowe spiekanie plazmowe
Iskrowe spiekanie plazmowe (SPS) jest jed-ną z głównych ostatnio opracowanych techno-logii MP, która związana jest z wykorzystaniem prądu impulsowego. Istotne zalety technologicz-ne, takie jak krótki czas trwania procesu, możli-wość syntetyzowania ceramiki i innych złożonych materiałów proszkowych, oraz synteza nano-struktur, doprowadziły do rozległych badań i rozwoju technologii SPS. Pomimo, że nie ist-nieje żadne precyzyjne wyjaśnienie korzyści wynikających z zastosowania prądu impulso-wego, twierdzi się, że najważniejsze zalety tej techniki wynikają z wzajemnego oddziaływania impulsów prądowych z cząstkami proszku, które skutkuje powstawaniem mikro wyładowań iskro-
3. SINTERING TECHNOLOGIES DEVELOPMENT 3.1. Spark Plasma Sintering
Spark plasma sintering (SPS) technology is one of the main recent advanced techniques that involve the use of pulsed current. The important technological benefits such as short processing time, ability to synthesize ceramic and other composite powder materials, synthesis of nanostructured materials lead to intensive development and elaboration of SPS technology. Although no precise understanding of the benefit of the pulsed current exists, it is claimed that a major beneficial feature of this technique stems from the interaction of current pulses with particle contact points, that results in causing micro-sparks, which remove surface oxides on conductive surfaces and enhance grain
wych, które powodują usuwanie tlenków z po-wierzchni przewodzących oraz poprawią kine-tykę dyfuzji po granicach ziaren. [12]. Zaletą spiekania w technologii SPS nad konwencjo-nalnym spiekaniem jest często wykazywana w odniesieniu do konwencjonalnego prasowania na gorąco lub izostatycznego prasowania na go-rąco. Przykładowo, wiadomo, [12] że SPS zmniej-sza temperaturę spiekania dla SiC o 200°C.
Występuje pięć istotnych zalet SPS [13]: I. generowanie plazmy iskrowej;
II. efekt pola elektrycznego;
III.efekt prądu elektrycznego w przewodniku lub naskórkowości w półprzewodniku i izo-latorze;
IV.wpływ plazmy iskrowej;
V. gwałtowne nagrzewanie i chłodzenie. Pierwsza z nich jest bardzo ważna przy wy-twarzaniu nowych materiałów oraz, w szczegól-ności, kompozytów nanostrukturalnych. Druga i trzecia, nie wydają się znaczące dla różnych procesów spiekania [13]. Niemniej jednak, mu-szą one być brane pod uwagę w szczególności przy spiekaniu reakcyjnym. Czwarty efekt jest definiowany przez mechaniczny nacisk genero-wany przez plazmę iskrową, który również nie jest uznawany za efektywny. Piąty efekt jest bardzo ważny ponieważ kontroluje procesy przemian fazowych. Na tej podstawie, techno-logia SPS jest wysoce efektywna dla spiekania związków potrójnych i stali stopowych przez co jest rozwijana przez INOP i wykorzystywana w pilotażowej produkcji tarcz ściernych i wkła-dek noży.
Technologia SPS umożliwia dokładną kon-trolę reakcji powstawania faz kompozytów oraz, w szczególności, kompozytów eutektycznych. Z tego punktu widzenia, kompozyty Ti-Si-C mają największe znaczenie. Struktury kompo-zytów eutektycznych różnią się całkowicie od zwykłych kompozytów. Występuje szereg wad jednokierunkowego wzrostu kryształów w kom-pozytach MAX: prędkość wzrostu jest niewielka, nie ma możliwości tworzenia produktów ”na gotowo”, a eutektyka wytworzona poprzez krze-pnięcie jednokierunkowe ma znaczącą anizotro-pię krystalograficzną. Problemy te muszą zostać rozwiązane poprze stosowanie metod metalurgii proszków oparte na SPS. Przykład topografii
boundary diffusion kinetics [12]. The advantage of SPS over conventional sintering is often de-monstrated in comparison with conventional hot pressing or hot isostatic pressing. For exam-ple, it is known [12] that SPS reduced the sinter-ing temperature for SiC by 200°C.
There are five considerable advantages of SPS [13]:
I. generation of spark plasma; II. effect of electric field;
III.effect of electric current in the conductor or skin current on the semiconductor and insulator;
IV.impact of spark plasma; V. rapid heating and cooling.
The first is very important as a means for the fabrication of new materials and, in particular, nanostructured composites. The second and third effects seem to be not effective for various sintering processes [13]. Nevertheless, they need to be taken into account in particular for reaction sintering. The fourth effect is defined by a mechanical pressure caused by spark plasma, which seems to be not effective as well. The fifth is very important because controls the phase transformation pro-cesses. Based on these statements, SPS technology for sintering of ternary compounds and alloyed steels is developed by INOP and applied for pilot manufacturing of abrasive discs and cut inserts.
The SPS technology allows to carefully control reactions of phase formations of the composites and, in particular, eutectic composites. From this viewpoint, Ti-Si-C composites are of prime importance. Structures of eutectic composites are quite different from those of ordinary composites. There are a lot of disad-vantages for unidirectional crystal growth in the MAX composites: the growth rate is slow, it is impossible to form near-net-shape products, and the eutectic prepared by unidirectional solidifi-cation possesses considerable crystallographic anisotropy. These problems must be solved by the application of powder metallurgy methods based on SPS. An example of fracture topography of
przełomu kompozytu Ti-SiC spiekanego metodą SPS (rys. 8) wskazuje na jednorodny rozkład faz kompozytu, który umożliwia osiągnięcie pożą-danych własności mechanicznych.
Ti-SiC composites sintered by SPS (Fig. 8) de-monstrates relatively uniform distribution of the composite phases that allows to achieve desired mechanical properties.
Rys. 8. Zachowanie przy spiekaniu i topografia przełomu Ti-SiC Fig. 8. Sintering behavior and fracture topography of Ti-SiC
Proces zagęszczania podczas procesu SPS jest zależny od temperatury spiekania. Można zaobserwować to na wykresie „skok stempla – temperatura – czas” (rys. 9). Nagły wzrost szybkości zagęszczania można zaobserwować w temperaturze ≈ 700°C, który ujawnia się przy wystąpieniu samorozwijającej się syntezy wysokotemperaturowej.
The densification process during SPS processing depends on sintering temperature. It can be observed on the diagrams punch stroke - temperature – time (Fig. 9). An abrupt increase of densification rate can be seen at the temperature ≈ 700°C, that reveals about occur-rence of a self-propagating high temperature combustion synthesis.
Rys. 9.Wykres „skok stempla – temperatura –czas” podczas SPS Fig. 9. Diagram “punch stroke – temperature – time” during SPS
Samorozwijająca się synteza wysokotem-peraturowa (SHS) Ti3SiC2 z materiałów wyjś-ciowych (Ti, Si i C) była opisywana wielokrot-nie [14]. Autorzy [14] z powodzewielokrot-niem zapalali mieszanki elementarne Ti /Si/C o różnej stechio-
A self-propagating high temperature com-bustion synthesis (SHS) of Ti3SiC2 from elemen-tal starting materials (Ti, Si and C) has been reported many times [14]. Authors [14] success-fully ignited elemental Ti/Si/C mixtures of various — Temperatura / Temperature T em pe ra tu ra / T em pe ra tu re [C ] Czas / Time [s] Sk ok s te m pl a / Pu nc h st ro ke [m m ]
metrii przy temperaturze 1050–1200oC z szyb-kością nagrzewania 500oC/min, przy czym wskaźniki konwersji osiągały poziom 10% do 90%. Tym niemiej, proces SHS wykazuje two-rzenie porowatości w finalnym Ti3SiC2. TiC ma wysoką twardość, dobrą wytrzymałość na ścieranie, wysoką temperaturę topnienia, i duży moduł Younga, a także jest termodynamicznie stabilny przy Ti3SiC2. Zatem skojarzenie reakcji SHS z przetwarzaniem hydrostatycznym skut-kuje uzyska-niem gęstych kompozytów Ti/Si/C.
3.2. Samorozwijająca się synteza wysokotem-peraturowa prowadzona w podwyższonych ciśnieniach (PASHS)
Autorzy [14] z powodzeniem dokonali syntezy gęstego Ti2AlC o wysokiej czystości poprzez samorozwijającą się syntezę wysoko-temperaturową z procesem pseudogorącego prasowania izostatycznego (SHS/PHIP) z ko-mercyjnych Ti, Al oraz sadzy jako materiałów wyjściowych, która wykazuje wiele zalet w po-równaniu do tradycyjnych metod syntezy. Pro-ces SHS/PHIP zastosowano z użyciem komer-cyjnych Ti, SiC oraz sadzy jako materiałów wyj-ściowych [14, 15], mając na celu uzyskanie gęs-tych kompozytów Ti3SiC2/TiC poprzez zasto-sowanie ciśnienia podczas procesu. W oparciu o tą informację, INOP opracował narzędzie PASHS i dokonał pierwszych eksperymental-nych syntez (rys. 10).
Zastosowany profil historii ciśnienie–czas oraz konfiguracja procesu PASHS pokazana jest na rys. 9. Zmieszane proszki zostały kolej-no wysuszone. Mieszanka proszkowa została poddana jednoosiowemu prasowaniu pod na-ciskiem (100MPa) w matrycy stalowej do pos-taci próbek o kształcie walca o średnicy 20 mm i wysokości 30mm. Proces zagęszczania PASHS był realizowany w specjalnej matrycy pod ob-ciążeniem 200 000 kg na prasie hydraulicznej Cewka oporowa posłużyła jako nagrzewnica, powodując zapłon próbki, a następnie samo-podtrzymująca się fala spalania propagowała od tego nagrzewanego miejsca przez całą prób-kę w skutek silnej reakcji egzotermicznej. Prób-
stoichiometries at 1050–1200°C at heating rate of 500°C/min, where conversion rates ranged from 10% to 90%. However, SHS process tends to cause porosity in the final Ti3SiC2. TiC has high hardness, good wear resistance, high melt-ing point and Young’s modulus, and it is ther-modynamically stable with Ti3SiC2. So, the association of SHS reactions with hydrostatic processing will result in obtaining dense Ti/Si/C composites.
3.2. Pressure assisted self-propagating com-bustion synthesis (PASHS)
Authors [14] have succeeded in synthesiz-ing dense Ti2AlC with high-purity by the self-propagating high temperature combustion syn-thesis with pseudo-hot isostatic pressing process (SHS/PHIP) from commercial Ti, Al and car-bon black powders as starting materials, which has many advantages compared to traditional synthesis methods. SHS/PHIP process was em-ployed using commercial Ti, SiC and carbon black powders as starting materials [14, 15], aiming to get dense Ti3SiC2/TiC composites by applying pressure during fabrication. Based on these information, INOP developed the PASHS tool and made the first synthesis experiments (Fig. 10).
The applied pressure–time history profile and set-up for the PASHS process is shown on Fig. 9. The mixed powders were subsequently dried and compressed into 20 mm diameter cylinder-shaped sample with the height of 30 mm uniaxially under a pressure (100MPa) in a steel die. PASHS densification process was ac-complished in a special die utilizing a 200,000 kg hydraulic press machine. At one end of the sample, a resistance coil as the heater ignited the sample and then the self-sustained com-bustion wave propagated from this heated end of the blank to the whole sample due to the strong exothermic reaction. The blank was quickly pres-
ka była pod ciśnieniem, gdy jeszcze była gorąca i plastyczna. Następnie nacisk był utrzymywa-ny na poziomie stałym 1000 kN przez 12 s.
sed just when the product was still hot and plas-tic. Then the pressure was kept constant at 1000 kN for 12 s.
Rys. 10. Konfiguracja SHS realizowanego w podwyższonym ciśnieniu [14] oraz wyniki pierwszych prób procesu Fig. 10. Pressure assisted SHS set up [14] and results of the first trials of the process
Wyniki ujawniają wystąpienie skurczu prób-ki wskutek oddziaływania ciśnienia hydrosta-tycznego wytwarzanego we wnęce formy. Struk-tura spiekanego kompozytu jest jednorodna z obecnością por. W celu uzyskania kompozy-tów o gęstości odpowiadającej gęstości mate-riału litego, wymiary próbek będą zwiększane, co skutkować będzie wzrostem temperatury wskutek reakcji SHS. Twardość kompozytu wy-nosi około 1315 MPa. Prognozuje się, że proces PASHS będzie charakteryzował się niskimi kosz-tami produkcji, bardzo krótkim czasem synte-zy, równoczesną syntezę oraz zagęszczaniem, co zdecydowanie zwiększy ekonomikę procesu spiekania.
4. WNIOSEK
W oparciu o analizę nowoczesnych zaa-wansowanych technologii MP zdefiniowano i opisano najbardziej perspektywiczne tematy badawcze oraz opracowania technologiczne: – technologia kucia części proszkowych o
pod-wyższonej gęstości na bazie stali;
The results reveal about a shrinkage of the sample due to hydrostatic pressure created in the mold cavity. The structure of sintered com-posite is quite uniform with presence of pores. In order to obtain the near full density composite the sample dimensions will be increased that will result in temperature increase due to SHS reactions. The hardness of composite is about 1315 MPa. The PASHS process provides low-cost, very short synthesis time, simultaneous synthesis, and densification advantages, that dra-matically increase an economic feasibility of the sintering process.
4. CONCLUSION
Based on the analysis of state-of-art of ad-vanced PM technologies the most hot topics of study and elaboration of the technologies are defined and described:
– powder forging technology of steel based high dense components;
Folia węglowa / Carbon cloth Surowiec / Raw material Tarcza ścierna / Sand disc
Płytka WC / WC Plate
Obwód zapłonowy / Ignition circuit
Matryca wykonana z WC / Matrix made from WC Zapalnik / Igniter
Proszek (Al203) / Sand (Al203)
Po SHS \ After SHS Przed SHS \ Before SHS
Płytka podstawowa /
Basic Plate
– technologia kucia części proszkowych o pod-wyższonej gęstości na bazie stopów Al; – technologia impregnacji części proszkowych
smarami;
– technologia „warm flow” wytwarzania części proszkowych o złożonych;
– technologia usuwania lepiszcza–spiekania komponentów formowanych na gorąco; – technologia spiekania reakcyjnego
kompo-nentów na bazie stali;
– technologia spiekania iskrowo-plazmowego nowych kompozytów nanostrukturalnych; – technologia syntezy SHS przy podwyższonym
ciśnieniu.
– powder forging technology of Al alloy based high dense components;
– solid lubrication technologies of PM compo-nents;
– warm flow compaction/forging technology of complex shape PM components;
– debinding-sintering technology of warm for-med components;
– reaction sintering technologies of steel based components;
– spark plasma sintering technology of new nanostructured composites;
– pressure assisted SHS synthesis technology.
LITERATURA
[1] Capus J. 2016. „Höganäs PM transmission gear initiative takes another step forward”. Metal Powder Report 71 (1): 45–47.
[2] Schlieper G. 2016. „GKN Sinter Metals: Global Tier 1 automotive supplier anticipates opportunities for Additive Manufacturing”. Metal Additive Manufacturing V2 (2): 55–63.
[3] Kimura A., M. Shibata, K. Kondoh, Y. Takeda, M. Katayama, T. Tomiko, H. Takada. 1997. „Reduction mechanism of surface oxide in aluminum alloy powders containing magnesium studied by x-ray photoelectron spectroscopy using synchrotron radiation”. Applied Physics Letters 70 (26): 3615–3619. [4] Xie G., O. Ohashi, N. Yamaguchi, M. Song, K. Furuya, T. Noda. 2002. „TEM Observation of Interfaces between Particles in Al–Mg Alloy Pow-der Compacts Prepared by Pulse Electric Current Sintering”. Materials Transactions 43 (9): 2177–2180. [5] Sercombe T.B., G.B. Schaffer. 2006. „On the role of tin in the nitridation of aluminium powder”. Scripta Materialia 55: 323–328.
[6] Mashhadi M., F. Mearaji, M. Tamizifar. 2014. „The effects of NH4Cl addition and particle size of Al powder in AlN whiskers synthesis by direct nitrida-tion”. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials 46: 181–187.
[7] Veltl George, A. Oppert, F. Petzoldt. 2001. „Warm flow compaction fosters more complex PM parts”. Metal Powder Report 56 (2): 26–28.
[8] Klein A.N., R.P. Cardoso, H.C. Pavanati, C. Binder, A.M. Maliska, G. Hammes, D. Fusao, A. Seeber, S.F. Brunatto, J.L.R. Muzart. 2013. „DC Plasma Techno-logy Applied to Powder Metallurgy: an Overview”. Plasma Science and Technology 15(1): 70–81. [9] Xiao Z., L. Fang, S. Luo, H. Gao. 2008. „Study on
complex shape powder metallurgy iron-based parts
REFERENCES
[1] Capus J. 2016. “Höganäs PM transmission gear initiative takes another step forward”. Metal Powder Report 71 (1): 45–47.
[2] Schlieper G. 2016. “GKN Sinter Metals: Global Tier 1 automotive supplier anticipates opportunities for Additive Manufacturing”. Metal Additive Manufacturing V2 (2): 55–63.
[3] Kimura A., M. Shibata, K. Kondoh, Y. Takeda, M. Katayama, T. Tomiko, H. Takada. 1997. “Reduction mechanism of surface oxide in aluminum alloy powders containing magnesium studied by x-ray photoelectron spectroscopy using synchrotron radiation”. Applied Physics Letters 70 (26): 3615–3619. [4] Xie G., O. Ohashi, N. Yamaguchi, M. Song, K. Furuya, T. Noda. 2002. “TEM Observation of Interfaces between Particles in Al–Mg Alloy Pow-der Compacts Prepared by Pulse Electric Current Sintering”. Materials Transactions 43 (9): 2177–2180. [5] Sercombe T.B., G.B. Schaffer. 2006. “On the role of tin in the nitridation of aluminium powder”. Scripta Materialia 55: 323–328.
[6] Mashhadi M., F. Mearaji, M. Tamizifar. 2014. “The effects of NH4Cl addition and particle size of Al powder in AlN whiskers synthesis by direct nitrida-tion”. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials 46: 181–187.
[7] Veltl George, A. Oppert, F. Petzoldt. 2001. “Warm flow compaction fosters more complex PM parts”. Metal Powder Report 56 (2): 26–28.
[8] Klein A.N., R.P. Cardoso, H.C. Pavanati, C. Binder, A.M. Maliska, G. Hammes, D. Fusao, A. Seeber, S.F. Brunatto, J.L.R. Muzart. 2013. “DC Plasma Techno-logy Applied to Powder Metallurgy: an Overview”. Plasma Science and Technology 15(1): 70–81. [9] Xiao Z., L. Fang, S. Luo, H. Gao. 2008. “Study on
prepared by warm flow compaction”. Journal of Advanced Manufacturing Systems 7 (2): 261–265. [10] Weinert H., V. Leshchynsky. 2007. „New
nanostructured self-lubricated materials made by powder metallurgy”. Annales de Chimie: Science des Materiaux 32 (4): 345–357.
[11] Weinert H. 2013. „Exfoliation based Technology of Large Scale Manufacturing Molybdenum Disulphide Graphene-like Nanoparticle Mixtures”. Archives of Metallurgy and Materials 13 (2): 144–149.
[12] Zavaliangos A., J. Zhang, M. Krammer, J.R. Groza. 2004. „Temperature evolution during field activated sintering”. Materials Science and Engineering A 379 (1-2): 218–228.
[13] Omori M. 2000. „Sintering, consolidation, reaction and crystal growth by the spark plasma system (SPS)”. Materials Science and Engineering A 287 (2): 183–188.
[14] He X., Y. Bai, Y. Li, C. Zhu, X. Kong. 2010. „In situ synthesis and mechanical properties of bulk Ti3SiC2/TiC composites by SHS/PHIP”. Materials Science and Engineering A 527 (18-19):4554–4559. [15] Bai Y., X. He, R. Wang, Y. Sun, C. Zhu, S. Wang, G.
Chen. 2013. „High temperature physical and mechanical properties of large-scale Ti2AlC bulk synthesized by self-propagating high temperature combustion synthesis with pseudo hot isostatic pressing”. Journal of the European Ceramic Society 33 (13-14): 2435–2445.
prepared by warm flow compaction”. Journal of Advanced Manufacturing Systems 7 (2): 261–265. [10] Weinert H., V. Leshchynsky. 2007. “New
nanostructured self-lubricated materials made by powder metallurgy”. Annales de Chimie: Science des Materiaux 32 (4): 345–357.
[11] Weinert H. 2013. “Exfoliation based Technology of Large Scale Manufacturing Molybdenum Disulphide Graphene-like Nanoparticle Mixtures”. Archives of Metallurgy and Materials 13 (2): 144–149.
[12] Zavaliangos A., J. Zhang, M. Krammer, J.R. Groza. 2004. “Temperature evolution during field activated sintering”. Materials Science and Engineering A 379 (1-2): 218–228.
[13] Omori M. 2000. “Sintering, consolidation, reaction and crystal growth by the spark plasma system (SPS)”. Materials Science and Engineering A 287 (2): 183–188.
[14] He X., Y. Bai, Y. Li, C. Zhu, X. Kong. 2010. “In situ synthesis and mechanical properties of bulk Ti3SiC2/TiC composites by SHS/PHIP”. Materials Science and Engineering A 527 (18-19):4554–4559. [15] Bai Y., X. He, R. Wang, Y. Sun, C. Zhu, S. Wang, G.
Chen. 2013. “High temperature physical and mechanical properties of large-scale Ti2AlC bulk synthesized by self-propagating high temperature combustion synthesis with pseudo hot isostatic pressing”. Journal of the European Ceramic Society 33 (13-14): 2435–2445.
