автореферат диссертации по металлургии, 05.16.06, диссертация на тему:Процессы формирования структуры и свойства механически легированных сталей с метастабильными и сверхтвердыми фазами

На правах рукописи экз. № №

Оглезнева Светлана Аркадьевна

Процессы формирования структуры и свойства механически легированных сталей с метастабильными и сверхтвердыми фазами

05.16.06 - Порошковая металлургия и композиционные материалы

1 о ДЕК 2009

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Пермь 2009

003488313

Работа выполнена в Научном центре порошкового материаловедения ГОУ ВПО Пермского государственного технического университета.

Научный консультант:

Анциферов Владимир Никитович

доктор технических наук, профессор, академик РАН

Официальные оппоненты:

Алымов Михаил Иванович доктор технических наук, профессор,

чл.-корреспондент РАН Бамбуров Виталий Григорьевич доктор химических наук, профессор,

чл.-корреспондент РАН доктор физико-математических наук, профессор

Спивак Лев Волькович

Ведущая организация:

Институт металлургии Уральского отделения Российской академии наук

Защита состоится «29» декабря 2009 г. в 10 часов на заседании диссертационного совета Д 212.188.02 по присуждению ученой степени доктора наук при ГОУ ВПО «Пермский государственный технический университет» по адресу:

614990, г. Пермь, Комсомольский проспект 29, аудитория 423 б.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Пермского государственного технического университета.

Автореферат разослан «23» ноября 2009 г.

Ученый секретарь

диссертационного совета Д 212.188.02 доктор технических наук Е-^уС—

Е.А. Кривоносова

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Стали и сплавы на основе железа в сравнении с появляющимися новыми видами материалов в ближайшие десятилетия останутся основными конструкционными материалами, благодаря не только благоприятному сочетанию прочностных и пластических свойств, но и высокой технологичности производства изделий из них. Перспективным вариантом улучшения качества сплавов для повышения надежности и долговечности деталей машин может быть реализация состояния, далекого от термодинамического равновесия. Стабилизация в диссипативных системах, обладающих избыточной энергией, достигается путем компенсирующего производства или отдачи энергии, которая может быть источником для повышения энергоемкости разрушения. Практически любой порошковый материал можно рассматривать как композиционный, состоящий как минимум из двух фаз - «вещества» и «пустоты» (пор), каждая из которых вносит свой вклад в прочностные характеристики. «Вещество» содержит дисперсные частицы с развитой поверхностью и за счет этого уже обладает избытком свободной энергии. Свойства порошковых материалов существенно зависят от размера зерна, дислокационной структуры, степени химической однородности. Поры, в зависимости от их морфологии, способны не только ослаблять живое сечение, но и тормозить развитие трещин. Регулирование состояния фаз открывает новые возможности для создания материалов с уникальными свойствами и управления этими свойствами. Традиционные процессы порошковой металлургии позволяют реализовать неравновесные состояния и получить материалы с качественно новыми структурами при механическом легировании (МЛ), при формировании метастабильных и дисперсных фаз, в том числе сверхтвердых, обеспечивающих более высокий уровень свойств. Изучение и прогнозирование закономерностей формирования структуры с целью повышения свойств порошковых материалов является актуальной проблемой материаловедения.

Цели и задачи работы. Цель работы - исследование процессов формирования структуры и свойств в механически легированных сталях с метаста-бильными и сверхтвердыми фазами для повышения износостойкости и прочности порошковых материалов. Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

изучение процесса механического легирования на макро-, мезо- и микроуровнях;

исследование структуры и свойств механически легированных металлами и неметаллами сталей и сплавов на различных масштабных уровнях; исследование диффузии и гомогенизации в порошковых сталях; выявление зависимости свойств от параметров структуры сплавов на основе железа;

изучение фазовых превращений в метастабильных сталях; исследование зависимости физико-механических и триботехнических свойств сталей и сплавов от фазовых превращений метастабильного аустенита;

изучение износостойкости и режущих свойств камнеобрабатыващего алм ного инструмента (АИ);

выяснение механизмов упрочнения сталей с повышенным запасом внутре ней энергии.

Научная новизна.

Впервые установлена роль MJI при формировании структуры аустенит-ных коррозионно-стойких сталей с высоким содержанием азота и сталей с высоким содержанием фосфора, обладающих высокой прочностью и вязкостью;

впервые осуществлен синтез фуллеридов из графита в дисперсно-пористой металлической матрице при относительно низких температурах и без приложения внешнего давления;

впервые установлено влияние фазовых превращений аустенита на коэффициент шлифования алмазосодержащего композиционного материала;

впервые установлена взаимосвязь концентрационной неоднородности, создаваемой при MJI сталей никелем, с уровнем их свойств.

предложено фрактальное описание поровой структуры и объяснение немонотонной зависимости прочностных свойств порошковых материалов от расстояния мевду порами.

Основные положения, выносимые на защиту.

Иерархическое описание диссипативных процессов при механическом легировании.

Механизмы формирования диффузионных зон в порошковых системах «железо-фосфор», «железо-никель».

Зависимости физико-механических свойств фосфористых сталей от параметров структуры.

Физическая модель формирования структуры высокоазотистых МЛ сталей.

Мезоскопическая модель поровой структуры и основанная на ней методика исследования порового пространства.

Зависимость прочности порошковых материалов от характеристик пористой структуры.

Механизм синтеза металлофуллерита в металлической пористой матрице.

Функциональная модель зависимости физико-механических и эксплуатационных характеристик от объема фазового превращения и степени гомогенности структуры основы материала.

Методика определения удельного расхода алмазов в АИ.

Научная и практическая ценность.

На основе исследованных закономерностей формирования структуры и свойств разработаны механически легированные конструкционные стали с содержанием фосфора 0,65-1,1 %, обладающие прочностью до 850 МПа, относительным удлинением до 14 %, спекаемые при относительно низких температурах.

Методом порошковой металлургии получены нержавеющие аустенитные безникелевые стали с содержанием азота до 1,24 %.

На основе исследований диффузии и гомогенизации в системе «железо-никель» предложены температуры спекания, обеспечивающие формирование оптимальных структур и свойств порошковых легированных сталей.

Создан режущий алмазный инструмент на основе матрицы из порошковой стали с метастабильным аустенитом с пониженным удельным расходом алмазов, обладающий универсальностью использования для обработки твердых и мягких горных пород.

Разработаны технологии и выпущены опытными партиями износостойкие изделия «Керн пустотообразующий» для производства кирпича, «Шестерня гидронасоса», инструмент для резки и шлифовки природного камня «Сегмент алмазный». Разработаны ТУ на «Керн пустотообразующий», экспериментальная технология выпуска заготовок из порошков сталей ПК Х21А11 и ПК Х18Н7ГА7. Результаты, полученные при исследовании закономерностей формирования структуры и свойств износостойких материалов и инструментов, позволили увеличить ресурс работы изделий в 2-3 раза.

Получены 5 патентов РФ на способы изготовления материалов.

Степень достоверности результатов гарантирована использованием современных приборов, технических средств и сочетанием различных исследовательских методик: рентгенографического и микрорентгеноспектрального анализов, просвечивающей и сканирующей электронной микроскопии, количественной металлографии, химических методов анализа, дериватографического и термомеханического анализов, лазерной седиментации, физико-механических испытаний и других методов; статистической обработкой результатов, удовлетворительным совпадением результатов моделирования и эксперимента.

Личный вклад автора заключается в постановке задач исследований, организации и проведении экспериментальных и исследовательских работ, анализе, интерпретации и обобщении полученных результатов.

Апробация результатов работы. Результаты работы докладывались и обсуждались на конференциях: Международной конференции «Новейшие процессы и материалы в порошковой металлургии РМ-97», Киев, 1997 г.; Международной научно-практической конференции «Новые материалы и технологии на рубеже веков», Пенза, 2000 г.; всероссийской конференции «Химия твердого тела и функциональные материалы», Екатеринбург, 2000 г.; Пятой Всероссийской конференции «Физико-химия ультрадисперсных систем», Екатеринбург, 2000 г.; Всероссийской научно-практической конференции «Редкие металлы и порошковая металлургия», Москва, 2001 г.; научно-технической конференции ПГТУ «Высокие технологии в машиностроении и высшем образовании», Пермь, 2001 г.; Всероссийской научно-технической конференции «Аэрокосмическая техника и высокие технологии-2001», Пермь, 2001 г.; V Международной научно-технической конференции «Процессы абразивной обработки, абразивные инструменты и материалы», Волгоград, 2001 г.; Международной конференции «Новейшие технологии в порошковой металлургии и керамике», Киев, 2003 г.; Научно-технической конференции и научно-практическом семинаре «Эффективные материалы, технологии и оборудования для сварки, плазмы, нанесения покрытий, металлообработки и порошковой металлургии», Ростов-на-

Дону, 2004 г.; VIII Международной конференции «Новые перспективные материалы и технологии их получения», Волгоград, 2004 г.; VIII Международной конференции по спеканию и II Международной конференции по фундаментальным основам механохимических технологий «Механохимический синтез и спекание», Новосибирск, 2004 г.; научно-практической конференции материа-ловедческих обществ России «Создание материалов с заданными свойствами: методология и моделирование», Москва, 2004 г.; Международной конференции и Российской научной школы «Системные проблемы надежности, качества, информационных и электронных технологий (инноватика-2004)», Москва,

2004 г.; Международной научно-технической конференции «Теория и технология процессов пластической деформации-2004», Москва, 2004 г.; Международном научно-техническом симпозиуме «Прогрессивные процессы порошковой металлургии ПМ-2005», Минск, 2005 г.; Восьмом китайско-русском симпозиуме по новым материалам, Китай, Гуаньчжоу, 2005 г.; Двадцать пятой юбилейной международной конференции «Композиционные материалы в промышленности», Киев, 2005 г.; Первой Международной научно-практической конф. «Энергетика, материальные и природные ресурсы», Пермь, 2005 г.; Первой Российской научно-технической конференции по кузнечно-штамповочному производству материалов «Кузнецы Урала 2005», Екатеринбург, 2005 г.; Четырнадцатой Зимней Школе по механике сплошных сред, Екатеринбург-Пермь,

2005 г.; Всероссийской научно-технической конференции «Аэрокосмическая техника и высокие технологии-2005», Пермь, 2005 г.; Международной юбилейной научно-технической конференции «Перспективные процессы и технологии в машиностроительном производстве», Пермь, 2005 г.; 7-й Международной научно-технической конференции «Новые материалы и технологии», Минск, 2006 г.; симпозиуме «Фуллерены и фуллереноподобные структуры в конденсированных средах», Минск, 2006 г.; Международной конференции «Новые перспективные материалы и технологии их получения НПМ-2007», Волгоград, 2007 г.; международной конференции «Актуальные проблемы механики сплошной среды» Ереван, 2008 г.; Международных форумах по нано-технологиям, Москва, 2008 г. и 2009 г.;. Международной конференции «Функциональные наноматериалы и высокочистые вещества», г. Суздаль, 2008 г.; Третьей всероссийской конференции по наноматериалам «НАНО-2009», Екатеринбург, 2009 г.

Работа выполнена в Научном центре порошкового материаловедения ГОУ ВПО «Пермский государственный технический университет» в рамках проектов:

«Разработка технологий и производство порошковых материалов и изделий». Научно-техническая программа Минобразования РФ: «Инновационная деятельность высшей школы», подпрограмма «Инновационные научно-технические проекты по приоритетным направлениям науки и техники», 2002 г.;

«Диссипативные явления при получении нанокристаллических метаста-бильных порошковых материалов». Раздел "Функциональные порошковые материалы", НТП «Новые материалы», подпрограмма «Научные исследования

высшей школы по приоритетным направлениям науки и техники», 2001-2002 гг.;

«Разработка технологии получения азотосодержащих порошковых износостойких немагнитных сталей». Федеральная целевая научно-техническая программа «Исследования и разработки по приоритетным направлениям развития науки и техники», блок «Поисково-прикладные исследования и разработки», раздел «Новые материалы и химические продукты», подраздел «Новые материалы», тема «Исследования и разработка новых коррозионно-стойких ау-стенитных и мартенситных Сг-И-сталей для высоконагруженных изделий в машиностроении и медицине», 2002-2004 гг.;

«Прогнозирование прочности и износостойкости порошковых самоорганизующихся материалов с метастабильными и сверхтвердыми фазами». Раздел «Функциональные порошковые материалы». Подпрограмма «Новые материалы» программы «Научные исследования высшей школы по приоритетным направлениям науки и техники», 2003-2004 гг.;

«Процессы взаимодействия и фазовые превращения при получении и сложнонапряженном нагружении самоорганизующихся структурно-неоднородных порошковых сталей», ЕЗН 1.16.03,2003-2004 гг.;

«Изучение процессов формирования структуры и свойств многофункциональных порошковых материалов на основе железа с наноразмерными элементами структуры». ЕЗН 2.02.04,2004 г.;

«Разработка процессов получения порошковых сталей и керамических материалов различного функционального назначения». Научно-техническая программа. «Инновационная деятельность высшей школы». Подпрограмма «Инновационные научно-технические проекты по приоритетным направлениям науки, технологий и техники», 2004 г.;

«Формирование структуры и свойств многофункциональных структурно-неоднородных порошковых сталей со сверхтвердыми, нано- и микродисперсными метастабильными фазами». ЕЗН 0120050529,2005-2008 гг.;

грант РФФИ № 02-03-96415-р2002урал_а «Научные основы синтеза фул-лереновых фаз в композиционных материалах, полученных методом порошковой металлургии», 2002-2003 гг.;

Грант РФФИ № 4-03-96007-р2004урал_а «Исследование процесса гомогенизации наночастиц легирующих элементов в наносистемах Ре-Мо, Ре-Си, Ее-Сг, Ре-№ в зависимости от температуры и времени спекания», 2004-2005 гг.;

грант РФФИ № 06-08-00375-а «Математическое моделирование и экспериментальное исследование физико-механических процессов при механическом легировании», 2006 -2008 гг.

грант РФФИ № 08-03-00894-а «Исследование механизмов активирующего воздействия нанокристаллических добавок легирующих элементов № и Си на процессы спекания и свойства материалов из традиционных порошков на основе железа и никеля», 2008-2010 гг.;

грант РФФИ № 08-08-00327 «Изучение фазовых превращений и процессов формирования структуры и свойств функциональных порошковых материалов на основе железа с наноразмерными элементами структуры в условиях

термической и высокоэнергетической механической обработки с целью создания износостойких материалов нового поколения», 2008 -2009 гг.;

грант РФФИ № 09-08-99107 «Разработка научных основ получения легированных наноструктурированных порошковых металлических материалов, упрочненных наноуглеродом», 2009-2010 гг.

Публикации. По теме диссертации опубликовано 59 печатных работ, в том числе 4 монографии, 2 учебно-методических пособия, 22 статьи в журналах, рекомендованных ВАК; получены 5 патентов РФ на изобретение,

Структура и объем работы. Диссертация состоит их введения, семи глав, общих выводов по работе, списка использованной литературы из 177 наименований. Работа изложена на 270 страницах машинописного текста, содержит 137 рисунков и 58 таблиц.

КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ Во введении обоснована актуальность исследования, сформулированы цели и задачи работы, приведены основные результаты, выносимые на защиту, показана научная новизна и практическая ценность работы.

В первой главе приведен обзор опубликованных работ по теме диссертации. Проанализированы физико-химические основы механического легирования; сопоставлены результаты отечественных и зарубежных исследователей, изучавших закономерности формирования структуры и свойств материалов, легированных углеродом, никелем, фосфором, азотом и другими элементами, в том числе механически легированных. Рассмотрены современные технологические приемы получения порошковых материалов с повышенным уровнем свойств. Представлены преимущества материалов с фазовыми превращениями. Показаны методы получения, принципы конструирования и требования к работе алмазного инструмента.

Во второй главе на основании обзора литературных данных сформулированы цели и задачи исследования. Дана характеристика использованных для экспериментальных исследований материалов, технологического и исследовательского оборудования, представлены методики проведения эксперимента. Механическое легирование осуществлялось в планетарных мельницах Х38НООТ, Sand, Pulverizette-4 стальными шарами при соотношении масс порошков и шаров 1:30. Количественную металлографию параметров частиц порошков и структур проводили методом дисперсионного анализа на оптических микроскопах Neophot-21, Neophot-32 и МЕТАМ ЛВ-31 с программами цифровой обработки изображения. Удельную поверхность порошков измеряли методом адсорбции азота на хроматографе Sorbi. Структуру и распределение легирующих элементов спеченных сталей изучали на электронных микроскопах с рентгеновскими микроанализатороми Leits и Carl Zeiss, а также на рентгеновском микроанализаторе МАР-2. Степень гомогенности структуры оценивали по коэффициенту вариации концентрации легирующих элементов (КВК). Микротвердость (HV) измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 0,2-0,5 Н в соответствии с ГОСТом 9450-76. Фазовый состав исследовали на дифрактометрах ДРОН-4 и XRD-6000 Shimadzu. Субструктуру изучали по уширению рентге-

новских пиков дифрактограмм и размерам ОКР. Диффузионные процессы изучали на диффузионных парах методом Матано-Больцмана, с использованием микродюрометии, микрорентгеноспектрального анализа, металлографии. Термомеханический анализ проводили на дилатометре Бйагаш. Механические свойства испытывали в соответствии с ГОСТ 9012-59, 9454-78, 25.506-85. Коррозионную стойкость сталей испытывали весовым и потенциостатичесгаш методами в соответствии с ГОСТ 9.506-87. Содержание примесей в порошках определяли на приборах АН-7529, АК-7716П, в соответствии с ГОСТ 12344-88. Триботехнические свойства материалов и режущие свойства алмазного инструмента определяли на установке СМЦ-2 по разработанной лабораторной методике и в соответствии ГОСТ 26614-85.

В третьей главе исследованы диссипативные процессы в порошковых измельченных и механически легированных материалах. Исследовано влияние времени измельчения порошка карбонильного железа от 0 до 100 часов на распределение частиц по размерам в средах различных поверхностно-активных веществ (ПАВ): изопропилового спирта СН3СН(ОН)СН3 с добавлением гексана С6Н,4, этилового спирта С2Н5ОН, олеиновой кислоты СН3(СН2)7СН=СН(СН2)7СООН. Установлено влияние ПАВ: на микроуровне

этиловый спирт способствует увеличению плотности дислокаций, а изопропиловый спирт и олеиновая кислота способствуют релаксации дефектов, как следствие - в порошке с повышенной плотностью дислокаций наблюдается измельчение, а в системах с невысокой плотностью дислокаций - сохранение пластичности железа и конгломериро-вание его частиц. Образование в порошке при измельчении даже относительно небольшой доли (ок. 10 %)• наноразмерных частиц способствует понижению температуры фазового Рисунок 1 - Количество аустенита в механиче- превращения и активации усадки ски легированных смесях «железо-углерод» при спекании.

В системе «железо-углерод» изучены характеристики МЛ смесей железа ПЖРВ 2.200.28 с углеродом в количестве 0,5...2,0 % масс. Фазовый состав смесей железо-углерод на начальных этапах дробления представлял собой а-железо и свободный графит, далее с увеличением продолжительности дробления в смесях, содержащих 1,0 ...2,0 % масс, углерода образовался твердый раствор углерода в железе - у-фаза (аустенит), количество которого пропорционально зависело от длительности МЛ и содержания углерода, рис. 1. С увеличением времени МЛ наблюдали сначала измельчение частиц, а затем их конг-ломерирование, вызванное образованием пластичной фазы - аустенита. Измельчение порошков сопровождалось пластическим деформированием железа

I, мин

Рисунок 2 - Эволюция субструктурных характеристик МЛ смесей «железо-углерод»; а -плотность дислокаций в МЛ частицах железа, б - распределение дислокаций (если Р110/Р220 = 0,515 - распределение ячеистое, если 0,251 - хаотическое)

и образованием твердых растворов, что привело к увеличению плотности дислокаций в 1,5 - 2,5 раза, искажению кристаллической решетки а-железа от 0,05 до 0,25 %, рис. 2. Характер распределения дислокаций при увеличении длительности MJI изменялся от хаотического к упорядоченному по квазипериодическому закону: упорядочение, разупорядочение, связанное с релаксационными процессами, затем- снова упорядочение с более высоким коэффициентом Рио/Ргэд- После 30 мин дробления в смесях с высоким содержанием углерода (1,5 и 2,0 %) распределение дислокаций стало ячеистым. Выстраиванию дислокаций в ячейки способствовал углерод, так как в измельченном при тех же условиях чистом железе (без углерода) существенных изменений в распределении дислокаций не наблюдали. При спекании при 1170 °С, 2 ч, во всех сталях сформировалась дисперсная зеренная структура. В сталях с высоким содержанием углерода, где плотность дислокаций была выше и углерод при MJI способствовал выстраиванию дислокаций в ячейки, после спекания наблюдали набольшее уплотнение, упрочнение материала и повышение твердости, рис. 3 а,б. В сталях с малым содержанием углерода прочность не зависела от длительности MJI.

В системе «железо-фосфор» исследованы структура и свойства механически легированных порошковых систем Fe + 5,6 % Fe3P, Fe + 0,8 % С + 4,6-6,4 % Fe3P, изготовленных из порошка железа ПЖР 3.200.28 и литейной лигатуры ФР 17. Установленный закон дробления, определяемый стационарной функцией распределения частиц по размерам имеет вид

Ux)-cxV{-q(xd/+xdf)}, (1)

где х = а/ай, а - размер частицы или конгломерата частиц; а0 - максимальный размер частиц, способных объединяться в конгломераты; q = const, q ~ aJS; а -

а б

Рисунок 3 - Физико-механические характеристики сталей ПК 30, ПК 50, ПК 70, ПК 100 в зависимости от времени механического легирования; а - предел прочности на растяжение, б -твердость НВ

эффективная поверхностная энергия частиц; В - коэффициент диффузии в пространстве размеров; df- фрактальная размерность порового пространства конгломератов частиц, которую принимали равной 2,7. Вычисленный в данном случае q = 10"3 - 50 • 10"3, В = 10 мкм2/с.

Наиболее существенные изменения при дроблении установлены в субструктуре порошков железа и смесях, содержащих углерод - период решетки увеличивался, что связано с увеличением концентрации неравновесных вакансий и внедрением атомов кислорода и углерода. Уменьшение периода решетки в системе Ёе + БезР вызвано превалирующим процессом замещения атомов железа атомами фосфора, меньшими по размеру. Таким образом, измельчение поликомпонентных смесей сопровождалось образованием твердых растворов и гомогенизацией смеси - коэффициент вариации концентрации фосфора V снижался от 15 до 1 % за 25 мин МЛ по закону:

V = ехр (-0,2245/) (2),

где г- время, мин. Структура спеченных при 1050 0 С, 2 ч, механически легированных сталей отличалась от структуры стали без МЛ и представляла собой феррито-цементитную смесь высокой степени дисперсности с микротвердостью НУ 0,05 370 ±60, рис. 4а, а в стали без МЛ - пластинчатый перлит с микротвердостью НУ 0,05 400± 80, рис. 46. Фрактографическими исследованиями установлено преимущественное распределение фосфидов на поверхностях пор, рис. 5. Механизм спекания - с образованием жидкой фазы, которая интенсифицирует усадку, часть фосфидов сегрегирует при образовании жидкой фазы, и после охлаждения выделяется на поверхностях пор, не охрупчивая материал.

Я» ei

а, х 2500 б, х 1400

Рисунок 5 - Фрактограммы стали ПК50Ф, а - механически легированной, б - без MJI

Дислокационная структура порошковой смеси, полученной совместным дроблением компонент, тормозит сегрегацию фосфора при спекании.

Коэффициент диффузии фосфора Д определенный по методу Больцмана - Матано растет с увеличением температуры и составляет lgD = -9.05 + 33.3 с, lgD= -9.06 + 35,2 с, lg D = -8.28 + 24,2 с см2 /с, при температурах 900, 950 и 1000 0 С, соответственно, где с - концентрация фосфора. Диффузионные пары были изготовлены из измельченных до 1-5 мкм порошков железа и лигатуры ФР 17. Ширины диффузионных зон в диффузионных парах «железо-феррофосфор», измеренные по микротвердости, были шире, чем определенные по концентрации, а пористость отсутствовала, вероятно, повышенная микротвердость в диффузионной зоне была обусловлена повышенной плотностью дислокаций, вытесненных из диффузионной зоны в направлении диффузии. Дисперсность и гомогенность структуры механически легированной стали обеспечили повышенный комплекс свойств, рисунок 6. Фосфор активирует усадку за счет появления жидкой фазы и этим дополнительно улучшает механические свойства. Стали с содержанием 0,65 - 1,1 % фосфора, изготовленные методом МЛ обладали пористостью 3-6 %, размером зерна 5-6 мкм, пределом прочности до 850 МПа, относительным удлинением до 14 %, ударной вязкостью до 700 кДж/м2, вязкостью разрушения 45-60 МН/м3/2. Циклическая прочность МЛ стали ПК50Ф при 106 циклов 340-380 МПа, что больше, чем у стали аналогичного состава без МЛ - 130-180 МПа. Предложено уравнение прогнозирования прочности фосфористых сталей у. Вычислены величины коэффици-

ентов уравнения регрессии при членах, судя по величине которых установлено, что наибольшее влияние на свойства, оказывает пористость р, а наименьшее -неоднородность распределения фосфора V и размер зерна

у= а0 + гцр + a2v + a3d + + ajv2 + a6d2 (3)

Однако, исключив из уравнения члены, содержащие V и д., аппроксимация свойств оказывается не удовлетворительной. Про-

800-1

ств,МПа

200-

400 -

600-

0-J 400-

S00 -

500-

700-

800-,

5, % гнозирование значения прочно-

сти ав и ударной вязкости а в зависимости от коэффициента вариации концентрации V при равных значениях пористости показывают прямую зависимость:

О 5 10 15 20 25

V1/V2 = ств2/ав) = а/а, (4)

Рисунок 6 - Прочность и относительное удлинение МЛ стали ПК 50Ф в зависимости от длительности дробления

В системе «железо-азот»

исследована структура и механи-

ческие свойства высокоазотистых железохромистых порошков, полученных механоактивацией в мельнице Sand в среде газообразного азота с последующим спеканием в диссоциированном аммиаке. Полученные экспериментальные данные проанализированы на основе сравнения с термодинамическими расчётами для систем Fe-Cr-C-N и Fe-Cr-N. Установлено, что измельчение порошков в планетарной мельнице в значительной мере способствует насыщению системы азотом как непосредственно во время механического легирования в атмосфере азота, так и при последующем спекании в дисс. аммиаке - такие порошки обладают дисперсной и дефектной структурой, которая, вероятно, и способствует формированию дополнительных путей диффузии азота, табл. 1. Система Fe-21 % Сг после МЛ концентрирует 0,64 % N (табл. 1-2). В равновесном состоянии, согласно термодинамическим расчётам, должно быть два а-твёрдых раствора -на основе хрома и железа, а также гексагональный нитрид хрома. Действительно, на дифрактограмме присутствовал несимметричный пик, свидетельствующий о распаде а-фазы на две, что согласуется с результатами данных расчётов, отсутствие других фаз свидетельствует о том, что при механическом легировании не достигалось равновесное состояние. Аналогичные выводы можно сделать и при сравнении термодинамических расчётов (табл. 3) с экспериментальными результатами для системы Fe + 18 % Сг +7 % Ni + 0,8 % Мп + 0,5 % C-N: появление в составе у-фазы, очевидно, обусловлено влиянием никеля, а отсутствие M23Q свидетельствует о том, что термодинамическое равновесие не достигнуто. Для формирования карбидных и нитридных частиц необходимо обеспечить транспорт хрома к местам формирования выделений. Поскольку MJ1 происходит при комнатной температуре, локального разогрева оказывается не

Таблица 1 - Содержание азота в смесях и сталях на основе железа ПЖР 3.200.28

Содержание азота, масс. %

Состав После дробления После спекания при 1170 °С (время спекания)

Ре -Сг -И (без МЛ) 0,00 0,00 (2 часа)

Бе -Сг -К (МЛ в азоте) 0,64 2,01 (1 час)

Ре -Сг- N (МЛ в азоте) 0,64 1,24 (3 часа)

Ие-Сг- N (МЛ на воздухе) 0,04 0,42 (3 часа)

Ре-№-Сг-Мп-С- N (МЛ в азоте) 0,43 2,13 (1 час)

Ре-№-Сг-Мп-С^ (МЛ на воздухе) 0,06 0,82 (3 часа)

Таблица 2 - Количественный фазовый состав системы Ре- 21 Сг - N до и после спекания

Система Содержание фаз, % Кол-во азота, масс. %

Сг2Н 1 а эксперимент расчет

После МЛ 0 0 100 0,64

После МЛ и спекания при 1170 °С 1 час в дисс. аммиаке 17 18 65 2,01 1,0

-«-2 час 12 42 47 Нет данных

-«- 3 час 7 62 31 1,24

Таблица 3 - Количественный фазовый состав системы Ре- 18 Сг -7№ - Мп -- N до и после спекания С

Система Содержание фаз, % Кол-во азота, масс. %

Сг2Ы У а эксперимент расчет

После МЛ 0 40 60 0,43

После МЛ и спекания при 1170 в дисс. аммиаке 1 час 10 35 55 2,13 0,6

-«-2 час 15 85 0 Нет данных

-«-Зчас. 6 94 0 0,82

достаточно, диффузионные процессы оказываются «заморожены», и частиц с размером, достаточным для формирования пиков на дифрактограмме, не образуется. Полученные экспериментальные и расчетные данные дают основание предложить механизм аккумулирования системой азота при механическом легировании - азот имеет возможность ((захлопываться» в дефектных областях металлических частиц железа и хрома, кроме того, часть азота связывается на поверхности частиц хрома, и ещё некоторая доля азота диффундирует по дислокациям и растворяется в кристаллических решётках железа и хрома. Высокодефектная структура, сформированная при МЛ, способствует насыщению системы на начальном этапе спекания азотом в количестве более 2 %, при температуре 1170 °С (табл. 2). Из результатов термодинамических расчётов следует, что такое количество азота, растворённое в у-фазе, является неравновесным. Поэтому избыточный азот первоначально связывается в гексагональный нитрид хрома, который при дальнейшей изотермической выдержке при температуре спекания 1170 "С в течение двух и более часов растворяется с образованием ау-стенита (табл. 2-3). Углерод и никель стабилизируют у- фазу, ускоряя а—>у пре-

вращение в системе Ее + 18 % Сг + 7 % М + 0,8 % Мп + 0,5 % С-И, нитрид хрома, обладая большей растворимостью в аустените, в данной системе растворяется быстрее. Предельные равновесные значения растворимости азота в аустените при данной температуре, полученные из расчёта - порядка 1 % для системы Бе-Сг-Ы, и порядка 0,6 % для системы Ре-Сг-С-Ы вполне согласуются с изменением концентрации азота в данных системах с течением времени, зарегистрированным в ходе эксперимента (табл. 1-3). Несколько большие экспериментальные значения, очевидно, обусловлены тем, что равновесное состояние за 3 часа ещё не достигаются; данные согласуются с результатами ренттенофа-зового анализа - после трёхчасового спекания все еще присутствуют нитриды хрома, нестабильные в данных условиях, согласно результатам термодинамических расчётов. В этих нитридах находится большая часть азота, аккумулированная в системе, а оставшегося количества азота в системе Ре-Сг-Ы оказывается недостаточно для полного а—»у превращения.

С увеличением времени спекания структура становится более дисперсной и гомогенной с низкими значениями КВК хрома. У спечённых в течение 1 часа образцов образуется структура аустенита с микротвёрдостью 246 и 295 НУо.о5 сталей ПК Х21А1Д (система Ре-Сг-И) и ПК 50Х18Н7ГА0.8 (система Ре-№-Сг-Мп-С-ЗЧ) соответственно, и включениями нитрида хрома и аустенитно-мартенситных комплексов с микротвёрдостью НУ 450. С увеличением длительности спекания, при котором уменьшается содержание нитридов, увеличивается содержание у-фазы, микротвёрдость образцов снижается до НУ 170.

Прочность при растяжении спеченной стали ПК 50Х18Н7ГА0,8 - 980 МПа, стали ПК Х21А1,1 - 1050 МПа.

В четвертой главе исследована зависимость механических свойств порошковых сталей от характеристик пористой структуры. Экспериментально исследована фрактальная структура порового пространства порошковых механически легированных сталей. Показано, что корреляция в расположении пор в объеме порошковых материалов начинает проявляться при пористости 67 % и более, фрактальная размерность может быть найдена из распределения пор по размерам, а изменение фрактальной размерности при спекании контролируется диффузией. Предложена мезоскопическая модель поровой структуры и основанная на ней методика исследований геометрии порового пространства с фрактальной размерностью, зависящей от температуры и длительности спекания

где ? — время в секундах, Т — температура в градусах Кельвина, Q - величина порядка энергии активации диффузии, осо - коэффициент.

Исследовано влияние пористой структуры на вязкость разрушения и другие механические свойства порошковых сплавов двух типов: обычной порошковой стали ПА-ЖГрДЗ (без МЛ) и механически легированной стали ПК10М, изготовленной в мехактиваторе Х38НН00Т в течение 25 мин. До настоящего времени взаимосвязь между пористостью и показателем К]С рассмат-

ривали лишь с позиций общих значений пористости, в то время как механизм сопротивления материала внешним нагрузкам, очевидно, определяется также дисперсностью, формой пор и расстоянием между ними. Известно, что траектория трещины в металлах имеет фрактальную природу, а пористость играет немаловажную роль в ее распространении. Пористость также имеет фрактальную размерность, рис.7. Анализ зависимости механических свойств порошковых материалов от пористости показал немонотонное изменение предела прочности, вязкости разрушения, относительного удлинения порошковых сталей в широком интервале пористостей, причем все свойства изменялись симбатно, наблюдались максимумы и минимумы при одних и тех же значениях пористости на образцах для различных видов испытаний рис. 8.

10 15 20 Пористость, %

Рисунок 7 - Фрактальная размерность пор сталей ПК10М (1) и ПА-ЖГрДЗ (2)

12 16 20 24 28 Пористость, %

Рисунок 8 - Зависимости предела прочности (1) и вязкости разрушения (2) от пористости стали ПА-ЖГрДЗ

Необычное (по сравнению с компактными материалами) явление одновременного роста параметра Kjc и прочности объясняется превалирующим значением фактора сопротивления распространению движущейся нестабильной трещины, а не пластического деформирования материала в вершине исходного концентратора. Так как в порошковых материалах процессы распространения трещин развиваются в компактной составляющей, логично предположить, что основным параметром, ответственным за «провал» трещиностойкости, является расстояние между порами. Полученная зависимость К1С от расстояния между порами, когда оно превышает 70-80 мкм (пористость менее 12-14 %), свидетельствует о наличии критических значений трещин, рис. 9, а. Одним из возможных объяснений значений критических расстояний между порами может быть фо-нонная теория разрушения. Меньшее количество впадин на зависимости для ПК ЮМ обусловлено недостатком экспериментальных данных для соответствующих значений пористости, рис. 9, б. «Провалы» же на кривой Кцf=f(L) в области расстояний между порами менее 60 мкм (пористость более 25 %) объясняются низкой прочностью межчастичных контактов, неблагоприятной, надрезывающей формой отдельных крупных пор. Преимущества механически

лг„, мн/*м

30 70 90 НО 130 130 ¿.ига К,„МНУми

50 70 90 110 130 150 I, шш

Рисунок 9 - Зависимость вязкости разрушения порошковых сталей ПА-ЖГрДЗ (а) и ПК ЮМ (б) от расстояния между порами

О-Ю10, см2/с

100

мае. % Ре

Рисунок 10 - Коэффициенты взаимной диффузии в системах «железо-някель карбонильный» и «железо-наноникель» в интервале концентраций железа

легированной стали ПК ЮМ, обладающей равномерной дисперсной пористостью, обеспечивают увеличение вязкости ее разрушения, не уступающей по показателю К)с сложнолегированным компактным конструкционным материалам. Факт совпадения экстремальных значений давлений у ПА-ЖГрДЗ и ПК10М свидетельствует о том, что «спады» и «подъемы» механических характеристик не связаны в данном случае ни со способом получения смеси, ни с гранулометрическим составом, ни с качеством легирующего элемента, а определяются природой основы материала и геометрией поровой структуры.

В пятой главе исследованы диффузионные процессы в системе «железо-никель». Решением проблемы гомогенизации порошковых материалов может быть использование легирующих элементов нанометрических размеров. Однако, проведенные эксперименты по легированию микронных порошков железа наноразмерными частицами никеля и меди свидетельствуют о склонности наноча-стиц к конгломерированию, не обеспечивая низких значений КВК. Исследованы диффузионные процессы в парах «железо-наноникель» и «железо-никель карбонильный» при температурах 900 и 1000 °С. Установлено, что коэффициент диффузии при обеих температурах в системе с нанони-келем был в 2-3 раза выше, чем в системе с карбонильным никелем во всем интервале концентраций железа, рис. 10. По абсолютной величине коэффициент диффузии

Рисунок 11 - Структура спеченного материала «железо-никель»: а - композиционный материал «железо распыленное + на-ноникель», спекание 1000 °С, 1 час, травлено; б - электронное изображение спеченного материала «железо-никель»; в -карта распределения никеля в выделенной зоне композиционного материала

при 900 С выше, чем при 1100 С, что согласуется с данными для литых металлов (коэффициент диффузии в а-железе больше примерно в 3 раза, чем в у-железе). Вычислена энергия активации диффузии: в системах «железо-наноникель» и «железо-никель карбонильный» - 18,7 и 24,5 кДж/моль, соответственно. Найдены пропорциональные зависимости коэффициентов диффузии от температуры и концентрации легирующих элементов 0(С[х]). Исследование гомогенизации при спекании сталей из полученных композиционных порошков железа, плакированных наноразмер-ным никелем при восстановлении соли никеля на распыленном железе, установлено, что наноникель заметно активирует спекание системы «железо - никель» - пористость прессовки после спекания при 1100 °С, 1 час, составила 4 %. Структура спеченного материала показана на рис. 11а. При спекании железо активно диффундировало в никель с образованием сплава, содержащего до 83 % железа, а никеля в областях частиц железа стало только 2 %. Исследования начальных этапов спекания показали, что особенностью данного материала является формирование двухфазной структуры, рис. 11 б, в, обе фазы имели повышенные примерно в 2 раза значения микротвердости, обусловленные низкой пористостью и образованием твердых

растворов при спекании. В композиционном порошке «железо-никель» наблюдали снижение энергии активации спекания в системе с наноникелем по сравнению с карбонильным (34,0 и 63,9 кДж/моль, соответственно). Анализ результатов исследования диффузии и активации спекания, показал, что активация диффузии происходит при более низких температурах, а усадка - при более высоких, поэтому можно предположить, что диффузия в системе железо-наноникель не является основным механизмом транспорта масс, приводящим к усадке пор. Поэтому для получения гомогенного беспористого материала, даже содержащего наночастицы, необходимо назначать температуры спекания и изотермические выдержки, позволяющие произойти и диффузионным процессам и усадке.

В шестой главе исследовано влияние структуры и фазовых превращений сталей с метастабильным аустенитом на их свойства. Изучены системы на основе железа с содержанием никеля от 6 до 18 % и 8 % TiC, спеченные при температурах 850-1000 °С. При изучении систем на основе железа, содержащих различное количество никеля, спеченных в интервале температур 900-1000 °С установлены монотонные зависимости уменьшения пористости при увеличении температуры спекания в заданном интервале и при увеличении содержания никеля. После спекания во всех сталях сформировались а-фаза (феррит + перлит) и у-фаза (аустенит) на основе Fe, количество которого было пропорционально содержанию никеля, но не значительно зависело от температуры спекания (рис. 12). Гомогенность распределения никеля в сталях при спекании, определяемая по коэффициенту вариации концентрации никеля, зависела от температуры спекания и концентрации никеля - чем выше была температура и чем больше было никеля в стали, тем однороднее формировался твердый раствор, рис. 13.

N1, %

Рисунок 12 - Количество у-фазы в зависимо- Рисунок 13 - Коэффициент вариации кон-сти от содержания никеля в спечённых об- центрации никеля в спеченных при 900, 950, разцах 1000 °С порошковых сталях

На рисунках 14 а-г представлены диаграммы изотермического распада аусте-нита исследуемых сталей. По мере увеличения концентрации никеля в интервале 6-18 % и повышения температуры спекания от 900 до 1000 °С количество ау-стенита возрастало, и устойчивость его повышалась. В стали с 18 % никеля, спеченной при 1000 °С распада аустенита не наблюдали. Негомогенностъ твердого раствора системы железо-никель оказывала значительное влияние на кинетику распада переохлажденного аустенита - устойчивость аустенита более гомогенных растворов в данных сталях (спеченных при 1000 °С) высока даже при наличии пористости и карбидов. Особенности структуры исследованных порошковых никелевых сталей, выявленные при изучении распада переохлажденного аустенита, оказали существенное влияние на свойства этих сталей. При испытаниях на трение у- фаза (аустенит) превращалась в а' - фазу (мартенсит деформации), рис. 15. Аналогичные явления были обнаружены при исследовании микротвердости, прочности и ударной вязкости. Объем фазовых превраще-

ний (AVy.ft) был максимален в сталях с содержанием никеля 12 - 15 % и КВК никеля 15-25 %. Максимум твердости, рис. 16, обусловленный превращением метастабильного аустенита в мартенсит при вдавливании индентора, установлен при тех же концентрациях никеля. Незначительный объем фазового превращения и пониженные значения твердости зафиксированы при содержании никеля 6 - 9 % и 18 %. В первом случае обсуждаемое явление обусловлено низким содержанием аустенита в исходной структуре, а во втором - более высокой стабильностью аустенита. Стабилизации аустенита способствует также повышение температуры спекания, рис. 17. Объем фазовых превращений (ЛУг.ре) в стали с 12 %№ составил 10-11 %, а в стали с 15 % Ni - 19 % (при температуре спекания 950 °С). Увеличение объема у-а - превращений в стали, содержащей 15 % никеля может быть связано с формированием большего количества метастабильного аустенита в исходной структуре. Ширина зоны фазовых превращений s, определенная по микротвердости в зоне трения, подтверждает, что больший объем превращений произошел в стали с 15 % Ni - s= 300 мкм, в стали с 12 % Ni i=100 мкм.

100 t

Рисунок 14 - Диаграммы изотермического распада аустенита порошковых сталей, а - 6 % №, спеченной при температуре 900 °С, б - 9 % №, спеченной при температуре 900 °С, в - 6 % №, спеченной при температуре 1000 °С, г - 9 % спеченной при температуре 1000 °С

15 < 10 5-

30

г*

»20

0

600МПа,950*С

4 8 12 16 20 концентрация Ni, %

40

М

концентрация Ni, %

Рисунок 15 - Объем фазового превращения Ау при трении в сталях с различным содержанием никеля, спеченных при различных темпера-

турах, °С

Рисунок 16 - Твердость сталей с различным содержанием никеля, спрессованных при давлении 400 - 600 МПа и спеченных при температурах 900-1000 °С

Изучены коррозионные свойства сталей в 3%-ном растворе NaCl. Потенциал коррозии немонотонно смещался в положительную сторону при увеличении концентрации Ni, что, в общем, приводило к улучшению пассивационных характеристик образцов. Увеличение температуры спекания на каждые 50 °С сопровождалось смещением кривой тока влево на каждые 3 % никеля. Максимум на кривой тока образцов с 12 % никеля приходился на температуру спекания 900 °С, с 9 % - на 950 "С, с 6 % Ni - на 1000 °С.

Пассивационные процессы оказались зависимы не столько от концентрации никеля в стали, сколько от гомогенности твердых растворов «железо-никель» в стали.

В концентрационно-неоднородной механически легированной системе «железо-никель» исследованы структура и свойства механически легированных частиц составов «железо- 6 % никеля», «железо- 12 % никеля». С увеличением длительности MJI незначительно возрастало количество аустенита, наблюдалось увеличение периода решетки а-железа, обусловленное образованием твердых растворов внедрения, возрастание плотности дислокаций в 3 раза, упорядочение дислокаций. После спекания микроструктура сталей состояла из феррита и аустенита; в стали Fe + 12 % Ni после 5 минут MJI наблюдали фазовое превращение - наряду с ферритом и аустенитом, в структуре появился мартенсит, который образовался в результате фазового превращения при механических испытаниях образцов (шлиф выполнен с излома образца). В сталях Fe + 12 % Ni с уровнем КВК никеля 14-20 % обнаружен эффект фазового превращения при разрушении. Зависимости коэффициента вариации концентрации (КВК) никеля в сталях имели немонотонный характер, рис. 17-18. Степень неоднородности распределения никеля обеспечивала нестабильное состояние аустенита и фазовое превращение. Уровень физико-механических

свойств коррелировал со значениями КВК никеля. Предложена функциональная модель влияния концентрационной неоднородности распределения никеля на свойства сталей, показывающая что максимальный уровень физико-механических свойств достигается при У= 14-20 %, рис. 19.

t, МИН

Рисунок 17 - Зависимость КВК и свойств от времени механического легирования в спеченных сталях Ре + 12 % №

V, % я,кДж/м2

t, мин

Рисунок 18 - Зависимость КВК и свойств от времени механического легирования в спеченных сталях Бе + 6 % №

с s

Рисунок 19 - Зависимость свойств от уровня неоднородности распределения никеля для МЛ сталей с 6 (о) и 12 (□) % никеля

Изучено влияние метастабильной дисперсно-пористой матрицы на синтез фуллеридов и других углеродных фаз. Образцы были приготовлены по принятой схеме порошковой металлургии из шихты, содержащей эвтектоидную смесь железа и графита с добавкой 15 мае. % никеля, 5 мае. % карбида титана и 10 об. % оксида кремния прессованием при давлении 400 МПа и спеканием в диссоциированном аммиаке при температуре 850 °С. Температура спекания была выбрана так, чтобы обеспечить фазовое превращение, которое бы создавало локальное давление в порах металла. Предполагали, что локальное давле-

ние при малых размерах пор существенно искажает кристаллическую решетку графита и интенсифицирует синтез металлофуллеритов. Структура матрицы после спекания содержала две основные фазы - аустенит и феррит. Обнаружено образование металлофуллеритов в стальной матрице, изготовленной на основе дисперсных порошков с пористостью 17 % и размерами пор меньше 5 мкм. Большинство наблюдаемых линий относится к ГЦК фазе с параметром 14,4±0,1

А , что отличается от ГЦК фазы на основе С60, у которой а = 14,16-14,2 А. Отличие параметров синтезированной фазы от ГЦК Ceo можно объяснить внедрением в междоузлия атомов металлов. Напряжения обусловленные циклическим фазовым переходом а-у при спекании в межфазной области вызывают существенные деформации (около 1 % только за счет изменения плотности фаз), а с учетом концентрации напряжений на поверхностях пор локальная деформация может достигать нескольких процентов (как, например, при образовании трещин на поверхности пор при термообработке). Расстояние между атомами графита составляет 0,142 нм, у наиболее устойчивой структуры фуллерита Сбо -0,139 нм и 0,144 нм. Таким образом, значения локальной деформации на поверхности пор являются достаточными, чтобы превысить необходимую для перестройки решетки в моноатомном слое величину - 2,1 или 1,3 %, соответственно. К существенному искажению решетки графита приводит и Лапласов-ское давление на поверхности пор при малых размерах пор. Напряжения при этом многократно превосходят номинальные:

aP=2o/R (6),

где а - поверхностное натяжение, R - радиус кривизны поверхности. В упругом приближении с учетом низкой величины модуля Юнга графита (Е=4,Ы010 Н/м2) деформации могут достигать десятых долей процента. Напряжения и деформации, обусловленные различными факторами, следует суммировать, в связи с их действием на одних и тех же участках.

Исследовано влияние фазовых превращений на удельный расход алмазов и производительность алмазного инструмента на основе металлической метастабильной связки.

Разработана лабораторная методика определения режущих свойств алмазного инструмента (железо - никель - карбид титана - алмаз). Испытания производили по контртелу из корунда. Время испытаний занимало от нескольких секунд до нескольких минут за счет интенсивного износа инструмента при трении по твердому абразиву. Метод отличают небольшая погрешность при взвешивании образца на аналитических весах и простота крепления (образец помещали в стандартное гнездо и прижимали в двух перпендикулярных направлениях). Основным отличием использованного метода является то, что жестко закрепляется образец алмазного инструмента, и вращается абразивное тело (обрабатываемый материал). За основу метода взяты рекомендации ГОСТ 16115-88:

4~Q (AS/S)-(1/F) (7).

AS- износ по высоте образца за время испытания, мм; S -высота образца перед испытанием, мм; Q - масса алмазов в инструменте; F - площадь реза.

После подстановки в формулу (7) величин ЛS/S и F, выраженных через другие фиксированные параметры, получаем (в карат/м2):

q = Q (ЛтМос) •[ (Та" Н)/та - Ю-2 )] -а (8)

где Атс - износ сегмента за время испытаний, мг; тос - масса сегмента до испытаний, мг;

/«а, Та_ соответственно масса, г, и плотность, г/см3, сошлифованного материала; Я- ширина сегмента по режущей плоскости (см);

а- коэффициент, учитывающий условия испытания (твердость абразивного тела, скорость вращения тела и прижимающую сегмент нагрузку).

На основе механически легированных сталей создан алмазосодержащий инструмент для резки природного камня. Разработанные стали обладают высоким запасом вязкости и достаточным уровнем прочности, а, кроме того, повышенной активностью по отношению к спеканию. Алмазный инструмент был изготовлен из металлической матрицы (порошки железа и никеля в количестве 6-18 %), наполнителя (порошок карбида титана в количестве 8 %) и порошка синтетических алмазов в количестве 12,5 об. %. При спекании в АИ формировались фуллериды.

При трении по абразиву алмазного инструмента с концентрационно-неоднородной матрицей на основе железа, легированного никелем, происходило деформационное аустенитно-мартенситное превращение. Коэффициент шлифования (А"шлиф = Щ / Лтс) зависел от объема аустенитно-мартенситного превращения прямо пропорционально. При испытаниях режущих свойств наилучшее значение коэффициента шлифования показал алмазный инструмент на основе стали с 12 % N1 (рис. 20). Наименьшее значение коэффициента шлифования - у инструмента на основе сталей с 6 и 18 % №. Это объясняется их низкой твердостью при отсутствии фазового превращения: в связке 6 % № из-за отсутствия метастабильного аустенита, а в связках с 18-21 % никеля из-за высокой стабильности аустенита. О степени стабильности аустенита судили по

диаграммам распада аустенита, концентрационной неоднородности, пористости сталей. Улучшение свойств обусловлено расходом части энергии разрушения на деформационное превращение остаточного аустенита в мартенсит при нагружении. Превращение аустенит-мартенсит происходит с увеличением объема материала, что способствует дополнительному закреплению зёрен в связке и улучшению режущих свойств. Особенностью структурного состояния АИ было то, что фазовые превращения носили циклический характер во времени, вызванный условиями работы при трении (нагрев-охлаждение).

Исследовали влияние различных производственные факторы на производительность алмазного инструмента и расход алмазов в нем на операции грубой шлифовки (обдирки). Варьировали

Ду, %

Рисунок 20 - Зависимость коэффициента шлифования Кшлиф инструмента, содержащего 12,5 % алмазного порошка, от объема фазового превращения при трении в связке инструмента. Тт = 1 ООО °С

расход воды (литр/мин.), давление прижима (кгс/см2) и прочность обрабатываемой поверхности (породу камня), табл. 4. Испытаны 3 состава, отличающиеся содержанием никеля, табл. 5. Из данных рис. 21 видно, что при содержании N1 в связке 12 %, наблюдали самый низкий расход алмазов: при испытательных нагрузках метастабильный аустенит распадался с образованием мартенсита, и чем больше было изменение тем тверже была связка, были выше производительность и ниже расход алмазов. Данные производственных испытаний коррелируют с коэффициентом шлифования из таблицы 5.

Из анализа зависимости удельного расхода от прочности камня (рис. 22) установлено, что наибольший расход алмазов наблюдался на составе с 6 % никеля при шлифовке самого прочного камня «Цветок Украины». Самым универсальным инструментом можно считать инструмент с содержанием № 12 %,

Таблица 4 - Свойства пород, по которым проводили шлифовку

Свойства камня Мансуровски Габбро Джиль-тау Цветок Украины

Плотность г/см3 2,75 3,28 2,69 2,71

Пористость, % 1,19 0,6-3,1

Истираемость, г/см'' 0,77 0,05 0,35 0,3

<тв при сжатия, МПа 127,1 313 870 1255

Таблица 5 - Фазовый состав и свойства связок АИ

Содержание №,% Пористость, % Н1Ш У,% Лу,%, после трения Кщлиф

6 21 70 9 4 17,5

12 21 95 44 17 24

18 20 70 82 8 20

3

а. ,

я 4 ■

1 -

-я-1---1-1-1-.-1

4 8 12 16 „,. 20

N1, %

1- Мансурова« 2 - Габбро З-Джияь-Тау 4 - Цветок Украины

Рисунок 21 - Зависимость расхода алмазов от содержания № в связке

5-,

2

Й о.

га 4 Н сг

3-

18 % N1

12 % N1

1-,-1-,-г

I

400 800 1200 1600 (Т™ МПа

Рисунок 22 - Зависимость расхода алмазов от предела прочности камня

этот инструмент одинаково экономично работал как по мягким, так и по твердым породам. Опытная партия инструмента прошла промышленные испытания. Удельный расход алмазов был меньше заданного ГОСТ 16115-85 в 2,3 раза, табл. 6, При сравнительных производственных испытаниях инструмента, обладающего твердостью связки 82 1ШВ, ударной вязкостью инструмента 30 кДж/м2 установлены существенно лучшие показатели по сравнению с аналогами на других металлических связках, таблица 7. Производственные испытания алмазного инструмента при резке мраморов типа Коелгинского показали удельный расход алмазов 0,05 карат/м , что в 3 раза меньше существующей нормы (норматив удельного расхода алмазов при резке этой же породы мрамора: природных - 0,07 карат/ м2, синтетических - 0,15 карат/ м2), Кроме того, алмазный инструмент с разработанной связкой может быть применен для резки и шлифовки горных пород различной твердости (от мраморов до гранитов), поскольку режущие свойства оказались связаны с объемом фазовых превращений, зависящих от нагрузки.

Таблица 6 - Расход алмазов в АИ при производственных испытаниях

Порода мрамора Площадь реза, м2 Норматив удельного расх. алмазов, карат/м2 Расход алмазов карат

норма факт

Коелга 19,06 0,15 72,18 31,55

Уфалей 78,68 0,3

Буравщина 0,5 0,5

Сюсысюенсаари 6,98 1,3

Габбро-Диабаз 3,68 1,4

Таблица 7 - Сравнительная характеристика удельного расхода алмазов в сег-

ментах при резке мрамора место рождения Шабры

Разработанный в НЦ ПМ, г. Пермь «Кемит-ЛТД», г.Кемерово «СИАЛ», г. Новосибирск

Основа связки Железо Медь Медь

Марка алмазов АС 160 АС 160 А 5 (природ.)

Удельный расход алмазов*, кар/м2 0,05 0,0 6 0,11

В седьмой главе представлены примеры и технологии изготовления износостойких изделий.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. На основе экспериментальных исследований представлено иерархическое описание измельчения и механического легирования систем на основе железа, содержащих углерод, азот, фосфор, никель на макро-, мезо- и микромасштабных уровнях. Получены механически легированные конструкционные стали с содержанием фосфора 0,65-1,1 %, обладающие прочностью до 850 МПа, относительным удлинением до 14 %, спекаемые при относительно низких температурах (1050 °С). Установлена роль МЛ при формировании структуры аустенитных коррозионно-стойких сталей с высоким содержанием азота, полу-

чены нержавеющие аустенитные безникелевые стали с содержанием азота до 1,24 %. Установлена наследственная зависимость физико-механических свойств от характеристик структуры МЛ порошков.

2. Вычислены коэффициенты диффузии и энергия активации диффузии в системах «железо-никель» и «железо-фосфор», определены оптимальные температуры диффузии и усадки при спекании. Установлено, что особенностью гомогенизации, изученной на плакированных наноразмерным никелем микропорошках железа, является концентрационная неоднородность, обусловленная направлением диффузии от железа в никель.

3. Экспериментально исследована фрактальная структура порового пространства порошковых механически легированных сталей. Предложена мезо-скопическая модель поровой структуры и основанная на ней методика исследований геометрии порового пространства. Установлен аномальный (дискретный) характер взаимосвязи параметров пористой структуры и механических свойств порошковых сталей.

4. Экспериментально установлено, что в сталях, содержащих 6-18 % никеля устойчивость аустенита, объем превращения метастабильного аустенита в мартенсит деформации, уровень физико-механических, триботехнических свойств и коррозионных свойств зависели от степени гомогенности твердых растворов. Впервые степень негомогенности сталей с метастабилиным аустени-том получена путем механического легирования.

5. Установлено влияние дисперсно-пористой матрицы на основе метаста-бильной стали при отсутствии внешних давлений, на фазовые превращения углеродных фаз. Произведен синтез металлофуллеритов на основе железа в порошковых метастабильных сталях при относительно низких температурах. Предложен механизм синтеза металлофуллерита в металлической пористой матрице.

6. Разработан алмазный инструмент нового класса на основе дисперсных метастабильных связок, содержащий металлофуллериты, синтезированные в матрице из углерода на стадии спекания. Предложена лабораторная методика определения работоспособности АИ (коэффициента шлифования). Установлена прямая зависимость прочности и эксплуатационных свойств от объема фазового превращения и обратная зависимость удельного расхода алмазов от объема фазового превращения.

7. Разработаны технологии и выпущены опытными партиями износостойкие изделия «Шестерня гидронасоса», инструмент для резки и шлифовки природного камня «Сегмент алмазный», «Керн пустотообразующий» для производства кирпича. Разработаны ТУ на «Керн пустотообразующий», экспериментальная технология выпуска заготовок из порошков сталей ПК Х21А11 и ПК Х18Н7ГА7. Результаты, полученные при исследовании закономерностей формирования структуры и свойств износостойких материалов и инструментов, позволили увеличить ресурс работы изделий в 2-3 раза.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Оглезнева С.А. Легирование порошковых сталей лигатурой феррофосфо-раИ Проблемы современных материалов и технологий: сб. научн. трудов/ Под ред. В.Н. Анциферова .-Пермь, 1995.-С.189-194.

2. Оглезнева С.А. Структура и свойства порошковых механически легированных фосфоросодержащих сталей// Проблемы современных материалов и технологий: сб. научн. трудов/Под ред. В.Н. Анциферова. -Пермь, 1996.-С.80-96.

3. Пещеренко С.Н., Оглезнева С.А. Иерархическое описание механического легирования в системе железо-фосфор-углерод / Проблемы развития металлургии Урала на рубеже XXI века: сб. трудов. Магнитогорск: изд-во Магнитогорского ун-та, 1996, Т.5. С.37-42.

4. Анциферов В.Н., Оглезнева С.А., Пещеренко С.Н. Взаимная диффузия в системе железо-феррофосфор// Физика металлов и металловедение, 1996, Т. 82, вып.4, С. 130 - 135.

5. Оглезнева С.А. Структура и свойства механически легированных фосфористых сталей// Автореф. дис. на соискание ученой степени канд. техн. наук. -Пермь, 1997.- 16 с.

6. Анциферов В.Н., Оглезнева С.А., Пещеренко С.Н. Механизм и кинетика процессов обработки порошковой смеси в высокоэнергетической мельнице// Физика и химия обработки материалов, 1997, -№ 3, С.88-93.

7. Анциферов В.Н., Оглезнева С.А., Пещеренко С.Н. Механическое легирование железа фосфором и углеродом// Физика металлов и металловедение,

1998. Т.85, № 2,- С. 98-104.

8. Анциферов В.Н., Авдеева Н.М., Оглезнева С.А. Влияние технологических связок на процессы, происходящие при нагреве смеси порошков, обеспечивающей получение фосфоросодержащих легированных сталей// Известия высших учебных заведений. Цветная металлургия, 1998, № 3.- С.43-47,

9. Оглезнева С.А. Метод определения удельного расхода алмазов в лабораторных условиях// Проблемы современных материалов и технологий: сб. научн. трудов/ Под ред. В.Н. Анциферова. - Пермь, 1998.-С.67-71.

Ю.Анциферов В.Н., Оглезнева С.А., Шацов A.A. Распад переохлажденного аустенита порошковых фосфористых сталей// Металловедение и термическая обработка металлов, 1999, № 5,- С.3-7.

11. Дискретная зависимость свойств порошковых сталей от пористости/ Анциферов В.Н., Боброва С.Н., Оглезнева С.А., Рагозин Ю.И.// Перспективные материалы, 1999, №4.-C.51-57.

12. Анциферов В.Н., Пещеренко С.Н., Оглезнева С.А. Мезоскопическая модель усадки порошковых материалов// Физика и химия обработки материалов,

1999, №4.- С.53-56.

13. Анциферов В.Н., Шацов A.A., Оглезнева С.А. Структура и свойства порошковых фосфористых сталей// Порошковая металлургия, 1999, № 5/6.- С. 3236.

14. Анциферов В.Н., Оглезнева С.А., Щацов A.A. Оптимизация связки алмазного инструмента с использованием экспресс-метода оценки качества// Трение и износ , 1999, Т.20,№ 6.- С.647-652.

15.Губина Т.М., Оглезнева С.А. Влияние механического легирования на хладноломкость фосфористых сталей// Проблемы современных материалов и технологий: сб. научн. трудов/ Под ред. В.Н. Анциферова.-Пермь, 1999.-С.94-99.

16. Проблемы порошкового материаловедения. Часть 1// Анциферов В.Н., Боброва С.Н., Оглезнева С.А. и др. Екатеринбург: УроРАН, 2000,351 с.

17. Статическая вязкость разрушения и оценка несущей способности существенно поврежденных конструкционных металлических материалов/ Анциферов В.Н., Рагозин Ю.И., Боброва С.Н., Оглезнева С.А.// Металлы, 2000, № 1.-С.107-111.

18. Оглезнева С.А. Экспресс-метод определения удельного расхода алмазов в лабораторных условиях/ Известия высших учебных заведений. Цветная металлургия, 2000, № 5.-С.65-67.

19. Анциферов В.Н., Гилев В.Г., Оглезнева С.А., Шацов A.A. Низкотемпературный твердофазный синтез металлофуллеритов// Перспективные материалы.-N 1.-2000. - С.11-15.

20. Оглезнева С.А. Влияние фазовых превращений на удельный расход алмазов в алмазном инструменте / Проблемы современных материалов и технологий: сб. трудов ПГТУ. Вып. 5. Пермь: изд-во ПГТУ, 2000. С.107-112.

21. Гревнов Л.М., Оглезнева С.А. Твердофазный синтез металлофуллеритов в порошковых сталях/ Проблемы современных материалов и технологий: сб. трудов ПГТУ Вып. 5. Пермь: изд-во ПГТУ, 2000. С.113-119.

22. Discrete Dependence of Powder Steels Properties on Porosity / V.Antsiferov, S.Bobrova, S.Oglezneva, Y.Ragozin // Advances in Condensed Matter and Research. V.l / Edit. Francois Gerard. New York: Nova Science Publishers, Inc.2001. P.235-245.

23. Оглезнева C.A., Сереброва E.B., Крылова E.A. Влияние режимов резания на эксплуатационные свойства алмазного инструмента //Высокие технологии в машиностроении и высшем образовании: тез. докл. научн.-техн. конф. ПГТУ, Пермь: ПГТУ, 2001. С. 10- 11.

24. Оглезнева С.А. Гомогенизация стальной матрицы алмазного инструмента при низких температурах спекания //Вестник ПГТУ, Проблемы порошкового материаловедения. Пермь: ПГТУ. 2001. № 6. С.92-96.

25. В.Н. Анциферов, A.A. Шацов, Оглезнева С.А. Алмазный инструмент на основе структурно-неустойчивой связки с новыми формами углерода /Трение и износ, Гомель, 2001. Том 22, № 5. С.587 - 591.

26. Оглезнева С.А., Турина O.A. Получение азотсодержащих сталей методом механоактивации / Вестник ПГТУ. Проблемы современных материалов и технологий: сб. трудов ПГТУ. Пермь: изд-во ПГТУ, 2002. № 8. С. 20-25.

27. Оглезнева С.А., Турина O.A. Свойства азотсодержащих сталей, полученных методом механоактивации / Вестник ПГТУ. Проблемы современных мате-

риалов и технологий: сб. трудов ПГТУ. Пермь: изд-во ПГТУ, 2002. № 8. С. 9094.

28. Новые технологии получения порошковых деталей из низкоуглеродистых метастабильных сталей для гидромашиностроения/ В.Н. Анциферов, В.А. Васин, Г.М. Георгиевский, А.А. Голубев, С.А. Оглезнева и др. // Перспективные материалы. 2002. № 4. С.90 - 96.

29. V.N. Antsiferov, S.A. Oglezneva. Synthesis fullerids in porous metal // Science of Sintering, Current Problems and New Trends. X World round table conferene on Sintering. Belgrad: Kluwer, 2002.

30. Оглезнева C.A., Турина О.А. Получение азотсодержащих сталей методом механоактивации //Вестник ПГТУ. Проблемы современных материалов и технологий. Пермь: ПГТУ, 2002. № 8. С.20-25.

31. Оглезнева С.А., Турина О.А., Ярмонов А.Н. Получение азотсодержащих хромистых сталей методом механоактивации // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. 2003. №11. С.50-55.

32. Оглезнева С.А. Алмазный инструмент с матрицей системы «железо-никель» // Известия высших учебных заведений. Цветная металлургия. 2003. № 6. С.59-62.

33. Анциферов В.Н., Оглезнева С.А., Васин В.А., Георгиевский Г.М. Перспективы развития производства шестерен методом порошковой металлургии (обзор) / Наука Москвы и регионов. М., 2004. № 1. С.64-70.

34. Оглезнева С.А. Алмазный инструмент с фазовыми превращениями/ Трение и износ. М., 2004. Т.25. № 1.

35. Оглезнева С.А. Структура и свойства высокоазотистых порошковых сталей / Порошковая металлургия: Республиканский межведомственный сб. научных трудов Минск: ИПМ НАН Беларуси. 2004. № 27.

36. Порошковые стали // В.Н. Анциферов, В .Я. Буланов, Оглезнева С. А., П.П. Савинцев. Пермь: Перм. гос. техн. ун-т. -2004.

37. Износостойкие композиционные материалы // Гуревич Ю.Г., Анциферов В.Н., Савиных Л.М., Буланов В.Я., Оглезнева С.А. Екатеринбург: УрО РАН, 2005.

38. Оглезнева С.А. Порошковые метастабильные стали с нанокристалличе-скими элементами структуры / Металлы. М., 2005. № 5.

39. Antsiferov V.N., Oglezneva S.A. Development Prospects for powder metallurgical Gear Wheels Production / Asta universitatis pontica euxinus: сб. статей. Болгария, Варна, 2005. Т. 4, № 1.

40. Antsiferov V.N., Grevnov L.M., Oglezneva S.A. Some special features of formation of manyfunctional powders steels structure Selected Proc. of 8th China-Rus. Symp. on New Mater.:J. of guangdong non-ferrous metals. China, Guangzhou: Nov. 2005. V. 15. No 2,3. P. 530-532.

41. Oglezneva S.A. Powdered Metastable Steels with Nanocrystalline Structural Elements. Russian Metallurgy (Metally), Vol.1,2005, No. 5. P. 418-426.

42. Анциферов B.H., Оглезнева С.А. Технические возможности и экономическая эффективность порошковой металлургии / Энергетика, материальные и

природные ресурсы: сб. материалов Первой Международной научно-практической конф. Пермь: 000"Астер", 2005. С. 173 - 175.

43. Оглезнева С.А., Артамонова Н.С., Лукиных A.B. Разработка технологии сборки композиционного материала, упрочняемого твердым сплавом / Вестник ПГТУ. Проблемы современных материалов и технологий. Вып. 11. Пермь, 2005. С. 43-46.

44.3убко И.Ю., Трусов П.В., Оглезнева С.А. Моделирование движения мелющих шаров при механическом легировании / Сб. тезисов докл. Четырнадцатой Зимней Школы по механике сплошных сред. Екатеринбург: УрОРАН. 2005. С. 131.

45.Гревнов Л.М., Оглезнева С.А. Синтез фуллеренов в условиях полиморфных превращений в порошковых легированных сталях / Фуллерены и фуллере-ноподобные структуры в конденсированных средах: сб. трудов симпозиума. Минск: Институт тепло- и массообмена им. А.В .Лыкова HAH Беларуси, 2006. С. 160-167.

46. Оглезнева С.А., Буланов В.Я., Крашанинин В.А. Стали, легированные на-норазмерными порошками / Конструкции из композиционных материалов: научно-технический журнал. 2006. № 4. С. 110-114.

47. Буланов В.Я., Крашанинин В.А., Оглезнева С.А. Моделирование гомогенизации бинарных порошковых сплавов / Конструкции из композиционных материалов: научно-технический журнал. 2006. № 4. С. 181-187.

48. Нанодисперсные порошки меди: получение, свойства, возможности использования/ Л.В.Золотухина, Б.Р. Гельчинский, Н.В. Кишкопаров, Оглезнева С.А., Д.В Ершов. // Нанотехника. 2006. № 4 (8). С.22-25.

49. Оглезнева С.А. Технология и экономика порошковой металлургии сегодня / Научные исследования и инновации. Пермь: изд-во ПГТУ. 2007. № 1. С. 109-117.

50. Оглезнева С.А. Исследование диффузионных процессов при спекании легированных порошковых сталей / Новые перспективные материалы и технологии их получения НПМ-2007: сб. научных трудов междунар. конф. Волгоград: ВолгГТУ, 2007. С. 262-264.

51.И.И. Замалетдинов, Оглезнева С.А., O.A. Кагарманова. Питтинговая коррозия порошковой никелевой стали в хлоридных растворах / Коррозия: материалы, защита. 2008. № 1. С.13-19.

52.3убко И.Ю., Трусов П.В., Оглезнева С.А. Диффузионный массоперенос через поверхность контакта твердых тел в процессах механического легирования. / Актуал. пробл. механики сплошной среды: сб. тр. междунар. конф.: Ереван: Ереванск. ГУАС. 2008. С. 182-186.

53. Оглезнева С.А., Михайлов А.О., Зубко И.Ю. Влияние углерода на формирование структуры и свойств механически легированных порошковых сталей /Известия вузов. Порошковая металлургия и функциональные покрытия, 2008. №2. С.9-15.

54. Анциферов В.Н., Буланов В.Я., Оглезнева С.А. Порошковые стали с на-норазмерными фазами. Екатеринбург: УрОРАН. 2008. 188 с.

55. Анциферов В.Н., Оглезнева С.А., Штейникова В.В., Сталина А.Е. Получение, структура и свойства нанопорошка никеля и материалов с его использованием/ Нанотехнологии и наноматериалы Пермского края: сб. статей/ под ред. В.Н. Анциферова.- Пермь: Пермский ЦНТИ, 2009. С.21-26.

56. Оглезнева С.А. Наноструктурированный алмазно-фуллеритовый инструмент/ Нанотехнологии и наноматериалы Пермского края: сб статей/ под ред.

B.Н. Анциферова.- Пермь: Пермский ЦНТИ, 2009. С.66-68.

57. Оглезнева С.А. Сверхтвердые углеродсодержащие материалы (Методические указания к лабораторным работам для студентов специальности 110.800). Пермь: редакционно-издательский отдел Перм. гос. техн. ун-та. 2003.16 с.

58. Формы существования углерода (учебное пособие) //Оглезнева С.А. И.В. Жигалова, Н.А. Легостаева, Л.М. Гревнов, А.Г. Щурик. Пермь: редакционно-издательский отдел Перм. Гос. Техн. ун-та. 2003. 88 с.

59. Анциферов В.Н., Оглезнева С.А., Гревнов Л.М. Фазовые превращения в стальной матрице алмазного инструмента. МиТОМ, № 10, С. 39-42.

Патенты:

60. Способ получения алмазосодержащего материала из фуллерена. Анциферов В.Н., Костиков В.И., Оглезнева С.А. Патент РФ № 2087576. Приоритет от 5.06.1995. Опубл. 20.08.1997.

61. Способ изготовления фосфористой стали. Анциферов В.Н., Оглезнева

C.А. Патент РФ № 2132254. Приоритет от 29.04.98. 0публ.27.06.99.

62. Способ изготовления алмазного инструмента. Анциферов В.Н.. Оглезнева С.А., Лапчинский В.Ф., Шацов А.А. Патент РФ № 2148490. Приоритет от 21.07.1998. Опубл. 10.05.2000.

63. Способ синтеза фуллереносодержащих фаз. Анциферов В.Н., Оглезнева С.А Патент № 2188249, приоритет от 29.05.2000 г. 0публ.27.08.2002.

64. Способ изготовления алмазного инструмента. Анциферов В.Н., Оглезнева С.А. Патент № 2214325 от 20.10.2003 г. Приоритет от 04.02.2002 г.

Подписано в печать 23.11.2009. Формат 60x90/16. Усл. печ. л. 1,00. Тираж 100 экз. Заказ №2004/2009.

Издательство

Пермского государственного технического университета 614990, г. Пермь, Комсомольский пр., 29, к.113 тел. (342) 219-80-33

ГЖ-Х21А11 ПК 40Х21Н7ГА

Порошок железа ТУ 14-1-3882-85 основа основа

Порошок хрома ТУ 14-1-1475-75 21-24 21

Порошок никеля ПНК - ОТ4 - 4

ГОСТ 9722

Ферромарганец ФМн78 - 0,4 - 0,

Препарат графита коллоидального - 0,4 - 0,

С-1, ТУ 0.8-431

Газообразный азот ТУ 9293-74 0,9-1,6 0,5 - 0,

1.1.2. Оборудование для приготовления порошка стали механическим легированием

Высокоэнергетические шаровые планетарные мельницы, аттриторы. Соотношение масс шаров и порошка 30:1. В рабочую емкость мельницы засыпают металлические порошки в необходимых пропорциях, в емкости создают низкий вакуум и подают газообразный азот до давления 1 атм.

1.2. Технологические операции

1.2.1. Приготовление порошка механически легированной стали

Порошки чистых компонентов в количестве, указанном в таблице 1, загрузить в мельницу или аттритор, добавить размольные шары диаметром 8-16 мм из стали ШХ

5. Методы испытаний.

Испытания на растяжение проводят по ГОСТ 1497-84, ГОСТ 18227-98.

Значения предела прочности и относительного удлинения, рассчитываемые как средние арифметические значения четырех, пяти или шести образцов, должны соответствовать требованиям таблицы 3. Если требованиям таблицы 3 соответствуют средние арифметические значения менее четырех образцов, приготавливают еще один комплект образцов и проводят повторные испытания. При повторных испытаниях при несоответствии значениям таблицы 3 средних арифметических значений менее четырех образцов партия заготовок забраковывается.

6. Транспортировка и хранение

6.1. Транспортирование упакованных изделий должно производиться с учетом предосторожностей, указанных на упаковке.

6.2. Изделия транспортируют всеми видами крытых транспортных средств в соответствии с ГОСТ 7566 и правилами перевозки грузов, действующими на соответствующем виде транспорта, и условиями погрузки и крепления грузов.

6.3 Изделия должны храниться в упаковке предприятия-изготовителя в условиях хранения 2С по ГОСТ 15150.

6. Гарантии изготовителя

Изготовитель гарантирует соответствие изделий требованиям регламента при соблюдении потребителем условий транспортирования, хранения и эксплуатации.

Гарантийный срок хранения — 15 лет с момента их изготовления.

Регламент зарегистрирован за № ¿у » /г 2003 г.