автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Разработка технологий сопряжения структурных составляющих в гетерогенных материалах на основе представлений физической мезомеханики

ТОМСКИЙ ПОЛИТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ

На правах рукописи

СЛОСМЛН Аркадии Иосифович

РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИЙ СОПРЯЖЕНИЯ СТРУКТУРНЫХ СОСТАВЛЯЮЩИХ В ГЕТЕРОГЕННЫХ МАТЕРИАЛАХ НА ОСНОВЕ ПРЕДСТАВЛЕНИЙ ФИЗИЧЕСКОЙ МЕЗОМЕХАНИКИ

Специальность 05. 16. 01 "Металловедение и термическая обработка металлов"

Диссертация

в виде научного доклада на соискание ученой степени доктора технических наук

^ (

Томск - 2000

Официальные оппоненты:

доктор технических наук, профессор ХАЗАНОВ И.О.

доктор технических наук, профессор БАТАЕВ A.A.

доктор технических наук СИЗОВА О.В.

Ведущая организация: Научный центр порошкового материаловедения

(г. Пермь).

Защита диссертации состоится " 31 " марта 2000 г. в 14.30 часов на заседании диссертационного совета Д 003.61.02 при Институте физики прочности и материаловедения СО РАН по адресу: 634021, Томск, пр. Академический,2/1

Диссертация в виде научного доклада разослана

2000г.

Ученый секретарь диссертационного сонета д.ф.-м.н., профессор

С. 11. Кульков

1. ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Интенсивное развитие многих отраслей техники (космическая техника, энергетика, транспорт, машиностроение, химическая промышленность и др.) вызвало резкое повышение уровня требуемых свойств материалов конструкционного и инструментального назначения, необходимость их длительной и надежной работы в различных экстремальных условиях (большие механические нагрузки, высокие и сверхнизкие температуры,'воздействие различных видов облучения и т. д.). Эффективным путем решения этой проблемы является разработка новых композиционных материалов (КМ). В КМ количественное соотношение фаз, размеры, форма и распределение их в готовом материале, характер и степень межфазного взаимодействия определены заранее. В настоящее время большое количество работ выполнено в области механики, физики, технологии композитов. Создано большое количество КМ с высоким комплексом свойств, различной природы и назначения с металлической, керамической, полимерной связками. Следует отметить, что многие способы поверхностного упрочнения материалов также заключаются в создании в поверхностных слоях структур, соответствующих структуре КМ. К таким способам можно отнести различные варианты химико-термической обработки, напыления покрытий и др.

Существующие представления о природе прочности материалов, о принципах создания КМ и традиционные пути реализации этих принципов в значительной мере исчерпаны в смысле создания КМ с качественно новым, более высоким уровнем прежде всего механических свойств. Для этого необходимы новые подходы к природе процессов пластической деформации и разрушения, новые композиции, новые, более эффективные технологии.

Принципиально новые подходы к природе прочности, пластической деформации и разрушения развиваются в физической мезомеханике структурно неоднородных материалов. Это научное направление на стыке физики твердого тела и механики деформируемого твердого тела возникло в 80-х годах нашего столетия. С позиций физической мезомеханики процесс пластической деформации необходимо рассматривать в соответствии с объективно существующей иерархией масштабных уровней деформации. Пластическая деформация на каждом масштабном уровне происходит в результате потери сдвиговой устойчивости локализованно, в зоне действия концентраторов напряжений (КН) соответствующего масштабного уровня. В общем случае, вначале потеря сдвиговой устойчивости происходит в локальных участках кристаллической решетки в зонах действия микро КН (деформация на микроуровне). По мере деформации, сопровождающейся возрастанием плотности дефектов, происходит потеря сдвиговой устойчивости в более протяженных областях, формируются КН мезомасштабного уровня и определяющим становится процесс деформации на мезоуровне. Характерно, что этот процесс реализуется путем перемещения как целого объемных элементов (зерен, частей зерен, конгломератов зерен) по схеме "сдвиг + поворот". Дальнейшая

деформация вызывает увеличение количества и протяжености зон действия мезо КН, что в конце концов приводит к потере сдвиговой устойчивости на макроуровне, которая вызывает деформацию на макроуровне, завершающуюся разрушением. Поэтому расширение возможности реализации процесса пластической деформации на микроуровне и релаксация КН более высоких масштабных уровней задерживает процесс деформации на макроуровне и разрушение и тем способствует повышению пластических и прочностных характеристик материалов.

Важной особенностью структуры КМ является наличие резких межфазных границ. На этих границах при механическом нагружении возникают осциллирующие контактные напряжения. Места пиковых значений этих напряжений можно рассматривать как квазипериодическую систему КН мезо-масштабного уровня. Поэтому в КМ уже на начальных стадиях пагружения существенную роль играет мезомасштабный уровень деформации, что негативно сказывается на их механических свойствах. Таким образом, для улучшения механических свойств КМ необходима релаксация указанных мезоКН. Это может быть достигнуто использованием в качестве одной из структурн-ных составляющих сдвигонеустойчивых материалов, влиянием на характер границ. Сдвиговая неустойчивость может быть обусловлена, например, легированием твердого раствора, возможностью реализации фазовых превращений.

В поверхностно упрочненных материалах важным является наличие и характер границ между упрочненным слоем и подложкой. На этих границах уже в процессе формирования упрочненного слоя или на начальных стадиях пагружения также формируются КН мезоуровня. Если упрочненный поверхностный слой хрупок, то, как будет показано ниже, при механическом нагружении в нем образуется квазипериодическая система микротрещин, декорирующая эти мезоКН и усиливающих их эффективность, и это можно считать начальной стадией разрушения. Кроме того, в поверхностно упрочненных материалах с самого начала нагружения движение дислокаций, а следовательно н пластическая деформация на микроуровне в поверхностных слоях затруднены. Поэтому изучение пластической деформации поверхностно упрочненных материалов с учетом представлений физической мепомеха-ники структурно неоднородных материалов физической мезомеханики материалов представляет значительный теоретический и практический интерес.

Необходимо отметить, что реализация этих путей повышения механических свойств КМ усложняет технологию их изготовления. В настоящее время технологии КМ весьма многочисленны. Наиболее эффективными, очевидно, можно считать технологии, использущие различные варианты высо-коэнергетичного воздействия на материалы. В частности, к ним можно отнести ударноволновое воздействие, обработку в плазме электрического разряда. В излагаемой работе приводятся результаты исследований возможностей получения с применением таких технологий высокоэффективных КМ с ин-

терметаллидной, керамической, металлической (при поверхностном упрочнении) матрицами, исследованы процессы пластической деформации и разрушения этих а также полимерных материалов с позиций физической мезо-механики материалов.

Исследования выполнялись в соответствии с целевой комплексной ГНТП 0-Ц.011 "Создание и освоение в промышленных условиях высокопроизводительных процессов и оборудования для производства металлических порошков, волокон, порошков - сплавов, тугоплавких соединений и на их основе - новых материалов, покрытий и изделий", ФЦП "Государственная поддержка интеграции высшего образования и фундаментальной науки на 1997-2000годы", Межвузовской НТП "Фундаментальные исследования в области порошковой металлургии, Международным Российско - Словенским проектом "Керамика", Региональной НТП "Сибирь", Межвузовской НТКП "Поисковые и прикладные исследования высшей школы в приоритетных направлениях науки и техники" (подпрограмма "Перспективные материалы"), ГНТПР "Новые материалы" (приоритетное направление "Компьютерное конструирование материалов"), проектом РФФИ № 97-01-00586 "Исследование фрагментации в полимерах и композитах с полимерной матрицей при действии внешних полей как основы диагностики предразрушения материалов", Томской областной НТП "Порошковая металлургия, упрочняющие и защитные покрытия", региональной НТП "Прогресс и регион", а также рядом хоздоговоров, выполненных под руководством автора.

Цель работы: систематическое исследование процессов, происходящих при формовании и спекании КМ со сдвигонеустойчивыми составляющими (Т[№ г-гЮг), их структуры и свойств; закономерностей процессов азотирования легированных сталей и ТМ в плазме тлеющего разряда; изучение процессов пластической деформации и разрушения указанных материалов, а также частично - кристаллического полиэтилена, развитие на основании проведенных исследований представлений физической мезомеханики поверхностно упрочненных материалов, выработка рекомендаций по технологии изготовления спеченных изделий из исследуемых материалов и технологий поверхностного упрочнения путем ионного азотирования, обеспечивающих высокие эксплуатационные характеристики этих изделий, реализация полученных материалов в промышленности (изготовление и поверхностное упрочнение инструмента и изделий конструкционного назначения), в науке (подтверждение и развитие ряда положений физической мезомеханики на примере поверхностно упрочненных материалов), в учебном процессе (при подготовке специальных курсов для бакалавров, инженеров и магистров направления "Материаловедение и технология новых материалов").

Основные задачи исследований

- разработка вариантов технологий изготовления методами порошковой металлургии (ПМ) высокоплотных безвольфрамовых твердых сплавов на

базе композиции Т'|С-Т1Ы1, в частности, с применением взрывного прессования;

- изучение эффективности различных способов активации спекания оксидной керамики, разработка технологии активированного спекания циркониевой керамики в плазме тлеющего разряда;

- изучение кинетики и закономерностей ионного азотирования и влияния различных параметров этого рроцесса на формирование структуры и свойств азотированных слоев на стайях различного состава и назначения и на никелиде титана;

- анализ процессов мезомасштабного уровня при изнашивании поверхностно упрочненных материалов;

- установление зависимостей между характеристиками упрочненных слоев и процессами пластической деформации и разрушения поверхностно упрочненных материалов с позиций физической мезомеханики материалов;

Материалы и методики исследований. В качестве исходных материалов для исследования процессов получения КМ методами ПМ использовали порошки карбида титана и никелида титана, ультрадисперсные порошки (УДП) частично стабилизированного диоксида циркония и оксида алюминия, частично - кристаллический полиэтилен низкого давления (производство КНР). Исследования по ионному азотированию проводили на ряде распространенных конструкционных, инструментальных, нержавеющих сталей и на никелиде титана ИМь

В исследованиях использовали оптическую и электронную просвечивающую и растровую микроскопию, рентгеноструктурные методы исследований, дилатометрические исследования, измерение микротвердости, механические испытания с использованием специального оптико-телевизионного измерительного комплекса с компьютерной обработкой результатов, позволяющей получать картины полей векторов смещений на поверхности деформируемых образцов в процессе нагружения и рассчитывать по ним компоненты тензора дисторсии.

Научная новизна:

- показано, что при спекании порошковых композиций, содержащих никелид титана, после статического прессования, за счет дилатометрического эффекта, обусловленного протеканием обратимого фазового превращения в никелиде титана, может происходить значительное разрыхление прессовки; прессование при температуре выше температуры фазовых превращений и, особенно, взрывное прессование в значительной мере исключают протекание обратимых превращений мартенситного типа при прессовании и последующем свободном спекании;

- экспериментально показана возможность повышения технологических характеристик и активации спекания УДП диоксида циркония, путем предварительной обработки, а также возможность сочетания нескольких ме-

ханизмов активации при электроразрядном спекании в азотио - водородной плазме тлеющего разряда;

- при исследовании процессов ионного азотирования обнаружено явление азотирования анода, установлено, что возможно значительное ускорение формирования азотированного слоя, если образцы или изделия образуют полый катод;

- установлено, что при механическом нагружении поверхностно упрочненных образцов, с самого начала пластической деформации ведущими являются процессы на мезомасштабном уровне, проанализированы процессы формирования мезоструктуры, фрагментации, гофрирования на поверхности и в объеме материала, установлено, что при определенном соотношении толщины поверхностного упрочненного слоя и толщины образца, процесс пластической деформации при растяжении происходит путем распространения вдоль оси образца одиночных волн локализованной деформации;

- показано, что при изнашивании поверхностно упрочненных материалов реализуются и в значительной мере определяют результат изнашивания процессы мезомасштабного уровня в приповерхностных слоях материала;

- показано, что процесс деформации частично - кристаллического полиэтилена с самого начала происходит на разных масштабных уровнях; объяснено с позиций физической мезомеханики влияние облучения на его механические свойства.

Практическая ценность. Разработанные на основании проведенных исследований технологии изготовления высокоплотных спеченных изделий из безвольфрамовых твердых сплавов со связкой из никелида титана позволяют в ряде случаев заменить этим материалом дорогостоящие твердые сплавы на основе карбида вольфрама с кобальтовой связкой. Было изготовлено и реализовано более 2.5 тысяч деталей распылительных устройств для предприятий стройиндустрии. Получены полжительные результаты производственных испытаний опытных партий кондукторных втулок, сопел дробеструйных машин, фильер для формования сердечников карандашей.

Разработан способ предварительной обработки УДП диоксида циркония, позволяющий существенно повысить его технологические свойства, и способ активированнного спекания циркониевой керамики в аммиачной плазме тлеющего разряда, позволяющий получать высокоплотные спеченные материалы с мелкозернистой структурой и комплексом механических свойств, не достигаемых при традиционном печном спекании. Способ запатентован. Получены положительные результаты производственных испытаний фильер для волочения медной проволоки, изготовленных по разработанной технологии.

На основании полученных результатов исследований разработана и внедрена в промышленное производство технология поверхностного упрочнения пресс - инструмента из стали Х12Ф1 путем ионного азотирования с

использованием эффекта полого катода. Реальный годовой экономический эффект от внедрения технологии на Томском химфармзаводе, подтвержденный заводскими документами, составил 331 тыс. рублей (в ценах 1988г.). Разработана технология изготовления тонколезвийного инструмента из высокохромистой стали с применением ионного азотирования (патент №2062304 от 20.06.1996г.).

На защиту выносятся

- комплекс результатов экспериментальных исследований процессов подготовки, формования и спекания КМ на основе композиции Т1С-Т1№ и на основе гг02, их структуры и свойств, разработанные по результатам исследований, варианты технологии получения спеченных изделий из них;

- результаты исследований влияния условий ионного азотирования на характеристики поверхностного упрочненного слоя и эксплуатационные свойства поверхностно упрочненных изделий;

- результаты исследований процессов пластической деформации и разрушения поверхностно упрочненных материалов при статическом нагруже-нии и изнашивании, анализ и обобщение этих результатов с позиций физической мезомеханики материалов;

- рекомендации по технологии изготовления спеченных изделий из исследованных безвольфрамовых твердых сплавов и из циркониевой керамики и технологии поверхностного упрочнения путем ионного азотирования в зависимости от требуемых свойств и условий эксплуатации изделий.

Апробация работы и публикации. Результаты исследований, изложенные в данной работе докладывались более, чем на 40 конгрессах, конференциях, симпозиумах, семинарах, в том числе на 30, имеющих статус Международных, Всесоюзных или Республиканских. По полученным в работе результатам опубликовано около 90 работ, в том числе, 35 статей, из которых 24 в центральных отечественных и зарубежных журналах, 11 отчетов по НИР, выполненных по Международным, Государственным и Межвузовским научно - техническим программам, проектам и договорам; получено 3 патента и авторских свидетельства.

2.СПЕЧЕННЫЕ БЕЗВОЛЬФРАМОВЫЕ ТВЕРДЫЕ СПЛАВЫ

Одним из распространенных видов КМ являются спеченные твердые сплавы (ТС) - материалы на основе металлоподобных соединений (карбидов, ннтридов и др.) некоторых переходных металлов. Этн соединения обладают высокой твердостью, тугоплавкостью, химической стойкостью и другими ценными свойствами, что делает их весьма привлекательными для применения в различных целях. В то же время указанные свойства делают практически невозможным ипотовление изделий из них с использованием традиционных технологий (литье, механическая обработка). Широкие возможности

в этом отношении имеет ПМ, позволяющая получать КМ и изделия на основе указанных металлоподобных соединений.

Наиболее распространенными и изученными в настоящее время являются спеченные ТС на базе композиции WC - Со (группа ВК), обладающие хорошим сочетанием технологических и эксплуатационных характеристик. Однако, указанные компоненты дороги. Поэтому актуальны исследования по замене WC более дешевыми соединениями, среди которых наиболее подходящим и перспективным представляется TiC. Но TiC хрупок, и это делает проблематичным создание высокопрочных спеченных материалов на его основе с традиционными связками. Обеспечение высоких механических характеристик таких материалов возможно путем подбора подходящей матричной фазы.

Известны попытки использования в качестве такой связки никелида титана TiNi - сдвигонеустойчивого материала, обладающего эффектом памяти формы и сверхэластичностью, связанных с возможностью протекания в нем обратимых мартенситных превращений при изменении температуры или при механическом нагружении. В работах С.Н.Кулькова показано, что в процессе нагружения подобных спеченных материалов в результате протекания превращений мартенситного типа в связке формируется сильно разориенти-рованная мелкокристаллическая структура, обладающая высокими показателями пластичности и прочности, обеспечивающая эффективную передачу внешней нагрузки на твердые частицы TiC, что обусловливает их множественное растрескивание. В совокупности это обеспечивает высокую вязкость разрушения материала, что с позиций физической мезомеханики материалов может рассматриваться как результат понижения масштабного уровня деформации, торможения выхода на макроуровень.

Необходимым условием реализации высокого уровня механических свойств, обусловленного природой композиции TiNi - TiC является минимальная остаточная пористость спеченного материала. Однако, хорошие результаты в этом отношении получены лишь в случае применения дорогостоящей и непроизводительной технологии, включающей горячее изостати-ческое прессование (ГИП). В связи с этим была поставлена задача разработки более простых и эффективных технологий получения высокоплотных спеченных материалов на базе композиции TiC - TiNi.

Карбид титана TiC имеет очень высокие модули упругости, твердость, температуру плавления. Следует отметить, что свойства TiC зависят от его состава. В соответствии с диаграммой состояния Ti - С, TiC имеет широкую область гомогенности (при высокой температуре от TiC до TiCo.«)- Зависимость свойств TiC от химического состава следует учитывать при разработке составов и технологий получения спеченных материалов на основе TiC.

В работе использозали порошок TiC производства ВНИИТС (ТУ 48-1978-73). Его пикнометрическая плотность 4910±!0 кг/м1 (плотность компакт-

ного "ПС 4930 кг/м3), размеры частиц не превышают 15 мкм, форма частиц неправильная, приблизительно равноосная.

Титан с никелем в соответствии с диаграммой состояния Т)" - N1 образует ряд соединений. Памятью формы и сверхэластичностью обладает только мононикелид титана Т1№. Для связки использовали порошок ПН55Т45 производства НПО Тулачермет. Частицы порошка имеют размеры до 200 мкм, губчатую форму. Пикнометрическая плотность лорошка равна 6480110 кг/м3. Температуры прямого и обратного мартенситных превращений порошка, вследствие неоднородности химического состава, находятся в пределах от комнатной до 173К. Перед применением порошок отжигали в вакууме при 1273 К в течение 1 часа. После такой обработки порошок при комнатной температуре состоит в основном из В2 фазы.

Традиционные варианты ПМ (прессование в пресс-формах и последующее свободное спекание) не могут, как будет показано ниже, обеспечить высокую плотность и механические свойства изделий из рассматриваемой композиции вследствие указанных особенностей свойств исходных компонентов.

Существенное влияние на структуру и свойства спеченного материала оказывает гранулометрический состав применяемых порошков. Для исследуемой композиции это в первую очередь относится к материалу связки. На рис. 1 приведены зависимости остаточной пористости (1), предела прочности (2) и твердости (3) спеченного материала (50% Т1С +50%'ПЫ'0 от дисперсности (Д) порошка ТМ. С уменьшением размера частиц Т1№ уменьшается остаточная пористость, улучшается однородность структуры спеченного материала. С этим связана и зависимость прочности при изгибе от дисперсности порошка.

Исследовали влияние соотношения Т1С и Т1Ы1, условий прессования и спекания на остаточную пористость, структуру и свойства спеченного материала. Из рисунка 2 видно, что для Т|М и композиций на его основе характерны аномально большие значения величин упругого последействия и расширения прессовок при нагреве, что связано соответственно с сверхэластичностью и эффектом памяти формы. Эта связь подтверждается комплексом исследований с применением рентгеноструктурного и дилатометрического анализов. В порошковом Т'|М, имеющем в исходном состоянии, в основном, структуру В2, и в композициях, содержащих такой ИМ, при прессовании происходят мартенсмгныс превращения В2->В19/, В2-Ж и|или В2-Ж->В19

Рис.(.Зависимость свойств спеченного материала от дисперсности порошка Т1№

После снятия нагрузки частично происходит обратное превращение В19'—>В2, что сопровождается частичным восстановлением формы порошинок Т'|№ и обусловливает аномально большое упругое последействие и высокую пористость прессовок.

S„.*

аоо р мпв

800рМПа

П,%

Рис. 2.3ависимость упругого расширения брикетов после снятия внешней нагрузки и расширения брикетов при нагреве от давления прессования и температуры нагрева; a-TiNi, 6-50%TiC+50°/oTiNi

В процессе нагрева при последующем спекании оставшаяся часть фазы В19' в значительной мере также превращается в В2, что, вследствие эффекта памяти формы, вызывает разрыхление спекаемой прессовки и тем предопределяет повышенную остаточную пористость спеченных изделий как из TiNi, так и из композиций, его содержащих, даже в случае жидкофазного спекания. Образование мартенсита В19 в процессе прессования подтверждается результатами рентгеноструктурных исследований образцов после снятия нагрузки и последующего нагрева.

Измерения остаточной пористости (рис. 3) показали, что оптимальные температура и время спекания зависят от содержания TiNi в материале. Для материалов с большим содержанием TiNi характерен рост остаточной пористости при повышении температуры спекания сверх оптимальной. Металлографический анализ нетравленных шлифов показал, что в этих случаях в спекаемом материале происходит образование отдельных относительно крупных пор.

600

1200 1800 Т, с

Рис.3. Зависимость остаточной пористости от времени изотермической выдержки при спекании

Изучение травленных шлифов показало наличие в связке спеченной композиции ТЮ - ~П№ нетравящейся обычными реактивами фазы (рис. 4 а).

Рис.4. Микроструктура сплавов, спеченных при 1650 К; а-50% "ПС+50%ТМ, 6-50% ТЮ+40%'П1\1гИ0%'П

Частицы этой фазы располагаются на границах между "ПС и Рентгено-структурный анализ позволил идентифицировать эту фазу как ПМ'^. Это говорит о существенном взаимодействии 'ПС и ЛЬП при спекании. Суть взаимодействия заключается в том, что "ПС обогащается титаном за счет "П№. Если в исходном состоянии состав карбида титана соответствует формуле "ПСо.аз, то после спекания он соответствует формуле "ПСо,б9- Поэтому, как показывают расчеты, при содержании 50% TiNi в исходной шихте, содержание № в связке должно увеличиваться более чем до 57%, что в соответствии с диаграммой состояния Т'1 - N1 обусловливает появление в связке ТМЬ. Такое взаимодействие изменяет свойства карбида титана (уменьшается его твердость). Еще более существенно ухудшаются свойства связки, так как "ПЬНз хрупкое вещество, не обладающее эффектом памяти формы. Повышение температуры спекання и увеличение времени изотермической выдержки с целью достижения лучшей усадки способствует увеличению количества Т(Ы1з в связке (рис. ?), а также вызывает рост частиц 'ПС (рис. 6). Для предотвращения ухудшения свойств связки из-за её взаимодействия с НС при спекании, было предложено добавлять в порошковую шихту металлический 11. Это исключает (пли, по крайней мере, заметно уменьшает) обеднение титаном, т. к. обогащение ПС титаном происходит за счет введенного титана, а не за счет ПЫ'|. Поэтому при спекании в связке образуется существенно меньше 'ПЬЛ; (рис. 5, кривая 2). Кроме того, введение добавки Т1 уменьшает рост зерен Т1С.

1ш3

'ш 10

8

6

4

2

у.

1-50%Т1С 2-50%ТС '+4ШМ+1 )%Т1

-Л,

Д.мкм

20

10

О

Т '■■ ■ 1 1 • 50л/оТЮ=50%™

2 ■ 50%ТЮ=40%-П№+10%"П

— '

2 4

200

600

1800

Т,С

200

600

1800

Рис.5. Влияние времени изотермической выдержки при спекании на соотношение "ПМ и И№з в сплаве

Рис. 6. Влияние времени изотермической выдержки при спекании на величину зерен "ПС

Повышенная пористость, связанная с превращением В2<->В19', ухудшение свойств связки из-за появления Т1№з, рост зерна не позволяют получать по обычной технологии спеченный материал с высоким комплексом свойств.

"Теплое" прессование. Для уменьшения упругого последействия и разрыхления прессовок при спекании, связанных с протеканием превращения В19' —>В2, было предложено производить прессование при температурах выше Лэ ("теплое" прессование), так, чтобы при прессовании не происходило прямое превращение В2-»В19/. Проведенные исследования показали, что

для этого достаточно повысить Таблица 1. Количество мартенситных температуру прессования до фаз в 77А7 в зависимости от темпера- 550-600 К (табл. ]), что не пред-туры и давления прессования ставляет значительных техниче-

ских трудностей. Вследствие такого влияния температуры прессования на фазовый состав прессовок, спекание Т1ЬН, спрессованного при 600 К позволило получить примерно вдвое меньшую остаточную пористость по сравнению со спеканием прессовок, полученных при комнатной температуре (табл. 2).

Повышение температуры прессования композиции 50%Т1Ы1+50%Т1С позволило уменьшить остаточную пористость в 1,5 раза (1,2% при комнатной температуре прессования и

Температура, К Объемная доля (В1<)'+В19"), %

300 МПа 900 МПа

300 40 49

400 28 37

500 25 28

600 23 26

300, свободно насыпанный порошок 22

0,8% при 573 К), несмотря на то, что это спекание происходит в присутствии жидкой фазы (температура спекания выше температуры плавления "ПN1).

. Инфильтрация. Положи-

Таблииа 2. Пористость спеченных о о- ,

ц ' тельные результаты были получе-

р<ш/0в 7УМ в зависимости от темпера- ^ при изготовлении материалов

туры и давления прессования композиции Т1С - Т1№, содержа-

щих 50 и 70 % Т1С, методом инфильтрации. Исследовали влияние температуры (в пределах 1600 - 1800 К) и времени выдержки (1—60 минут) на пористость, микроструктуру, механические свойства. Если пропитываемые брикеты изготавливали из одного Т1 С, микроструктура получалась неудовлетворительной, так как в готовом изделии сохранялось значительное количество контактов между частицами "ПС, образовавшихся при прессовании брикета. Такая структура не позволяет реализовывать демпфирующие свойства связки. Материал получается хрупким. Однако, если материал, содержащий 50% Т1С получать пропиткой каркаса, содержащего 50% 'ПС, 10% Т1№ и 10%Т1 (вводимого для уменьшения образования №зТ1), а путем пропитки ввести остальные 30% Т1ЬП, то удается значительно уменьшить количество контактов между частицами Т1С. Получается материал с практически нулевой пористостью и более высоким уровнем свойств (табл. 3). Недостатки способа: неоднородность структуры по высоте пропитанных образцов (пропитку производили методом наложения в вакуумной печи при давлении 10"2 Па, температуре 1620 К в течение 10 минут, после чего в печь напускали аргон), трудность получения материала строго определенного состава), возможность получения образцов и изделий только небольших размеров и простой формы.

Взрывное прессование. Наиболее эффективным способом получения высокоплотного спеченного материала из композиции Т1Ы1-ТЮ оказалось взрывное прессование порошковой смеси.

Исследования уплотнения пористых материалов с использованием ударноволнового воздействия на них за счет энергии, выделяющейся при взрыве появились в 50-х годах. К настоящему времени проведено и опубликовано большое количество исследований, посвященных этой проблеме. Достаточно хорошо разработаны как теоретические аспекты взрывного прессования, так и различные варианты технологических решений. Особенно большое влияние уделяется разработке вариантов получения высокоплотных спеченных изделий из труднопрессуемых порошков с использованием взрывчатых веществ (ВВ).

Взрывное прессование порошков по сравнению с более традиционными вариантами ПМ (прессование в пресс-формах, прокатка порошков и др.)

Давление прессования, МПа 300 600

Температура прессования, К 300 600 300 600

Остаточная пористость, % 15 9 8 4

Таблица 3. Механические свойства спеченных материалов; а —• статическое, б — взрывное прессование

Состав шихты, % Т °г 1 пр ^ Т °С 1 СП. ^ П,% ША от,„г. МПа Сеж. МПа ак Кдж/ •> м~

а ТЮ ТМ Т4

60 40 300 2000 2,5-2,6 86 1100 4000 18

50 50 300 1950 1,5-1,6 85 1450 3700 38

40 60 10 300 1900 0,6-0,7 84 1700 3500 46

50 40 300 1950 1,4-1,5 85 1600 3750 42

50 50 300 2000 1,8-1,9 84 1350 3600 32

50 50 300 1900 2,4-2,5 82 1400 3700 36

50 50 600 1950 0,8-0,9 85,5 1650 3900 44

50 40 10 * 0-0,1 85,5 1600 3800 40

Давление прессования 300 МГТа, время выдержки при спекании 10 мин * — инфильтрация

б 60 40 1800 1,4-1,5 87 1350 4200 38

50 50 1750 0,4-0,5 86 1700 4000 44

40 60 1700 0,2-0,3 84 1950 3700 52

50 40 10 1750 0,4-0,5 86 1900 4050 48

Пористость до прессования 15 % Время выдержки при спекании 60 мин.

обладает рядом существенных достоинств. Оно обеспечивает возможность формования жестких, плохо прессуемых порошков, более высокую прочность прессовок, более равномерное распределение плотности по объему, особенно при прессовании изделий с большим отношением высоты к диа-

метру и т. д. Благодаря дроблению хрупких частиц, разрушению окисных пленок, повышению плотности структурных дефектов различного типа, образующихся во фронте ударной волны, ускоряется процесс спекания и достигается более высокая плотность, а значит и механические свойства спеченных изделий, Эти факторы позволяют также понизить температуру спекания, что обусловливает воз-

0,%

УА

1/2

1/1

ВВ/МзС)

80

60

40 250

—-

1.3- 50%ТЮ+50°,4ТО1 2 • 60%ТС+40%Т|М'| 4 - 40%ПС+60%™ I

750

1250 Р.МПа

можность получения более мелкозернистой структуры. Особый интерес представляет взрывное прессование порошковых композиций, содержащих "П№, в связи с характерным для него эффектом памяти формы, затрудняющим, как уже отмечалось, получение высокоплотных изделий традиционными вариантами порошковой технологии.

В работе был проведен комплекс исследований по влиянию параметров взрывного прессования композиции ТЮ-Рис. 7. Влияние условий прессования на "П№ на свойства прессовок, их относительную плотность прессовок; поведение при последующем 1-статическое, 2-4-взрывное прессование спекании, на структуру и свойства спеченных материалов Взрывное прессование порошковых смесей производили по осесим-метричной схеме нагружения. В качестве ВВ применяли смесь гексагена с хлористым натрием в различном соотношении (рис. 7). На рис. 8 приведены фрагменты дифрактограмм спрессованного по разным вариантам ТлЫи В таблице 4 приведены результаты анализа дифрактограмм. Видно, что при статическом прессовании при комнатной температуре в ТМ происходит превращение В2->В 19 в тем большей мере, чем больше давление прессования. При взрывном прессовании доля мартенситных фаз почти не возрастает. В то же время дефектность решетки при взрывном прессовании возрастает значительно сильнее, чем при статическом. Таким образом, при взрывном нагружении (в отличие от статического) деформация связана не с протеканием обратимого мартенеитного превращения и сопровождается увеличением дефектности решетки, что выявляется по величине уширения рефлексов на дифрактограммах. Это является активирующим фактором при последующем спекании, который отсутствует при статическом прессовании

Отсутствие мартенситных фаз в прессовках, полученных взрывным прессованием, естественно, исключает протекание фазовых превращений и, следовательно, разрыхление прессовок при спекании. Это подтверждается результатами дилатометрического анализа прессовок, полученных статическим и взрывным прессованием (рис. 9). При нагреве происходит расширение образцов до температуры около 800 К, то есть пока не начинаются в значительной мере процессы, обусловливающие усадку. Коэффициент термического расширения прессовок, полученных взрывным прессованием примерно равен коэффициенту термического коэффициента компактного "П№ (1,4*10° град.'1). Эффективный коэффициент термического расширения образцов, полученных статическим прессованием, 54 52 50 48 46 44 20 почти на порядок больше.

Рис.8. Дифрактограммы сво- Следует также отметить, что при боднонасыпанного (а) и спрес- примененных в работе схемах взрывного сованного при 300 МПа(б), прессования в системе обойма-порошок 1000 МПа (в), 2000МПа (г) и создаются значительные остаточные на-взрывным прессованием (д) пряжения, дополнительно активирующие порошка Т|№ спекание, по крайней мере, на ранних его

стадиях. На рис. 10 показаны схемы реализованных в работе вариантов взрывного прессования. Вариант "б" интересен тем, что позволяет получать биметаллческие изделия с наружным слоем из безвольфрамового твердого сплава, а если удалить стержень, то получится полая заготовка с внутренним слоем из этого материала.

Таблица 4. Объемная доля иуширениелинии 110

Способ и давление прессования Объемная доля (В19'+В19"),0/° Уширение линии {110}, град.

Свободнонасыпанный 26 0,55

Статическое, 300 МПа 41 0,70

Статическое, 1000 МПа 64 1,00

Статическое, 2000 МПа 64 1,00

Взрывное 30 1,2

<1 Ю) В2

На рис.11 приведены результаты измерения остаточной пористости спеченных образцов, полученных взрывным прессованием. Видно, что образцы, полученные по оптимальным режимам, имеют остаточную пористость существенно меньше минимальной пористости образцов, полученных статическим прессованием. Кроме того видно, что оптимальные температуры спекания после взрывного прессования на 150- 200° ниже, чем после статического. Это обеспечивает получение материала с более мелкозернистой структурой, уменьшение вредного взаимодействия TiC с TiNi при спекании. Уменьшение остаточной пористости и формирование более мелкозернистой структуры способствует повышению механических свойств спеченного

Д|,Ю м 300

250

200

150

100

50

1

i 1

1 ! 1

i / 1 —

L-

0 100 300 500 700 9001100 Т

Рис.9-Удлинение прессовок из порошка Т1№ при нагреве: 1 -статическое, 2-взрывное прессование

материала.

Механические характеристики спеченного материала, полученного с использованием

различных составов порошков, спрессованных и спеченных по оптимальным режимам, приведены в таблице 3.

Исследования влияния химического и гранулометрического состава порошковых смесей, закономерностей их уплотнения при ста-

Рис. 10. Схемы взрывного прессования композиции Т1С- тическом и взрыв-Т1№; а-без стержня, б-со стержнем; 1 —детонатор, 2 — ном прессовании, стержень, 3 — порошковая смесь, 4 — стальная оболоч- и режимов спека-ка, 5 — ВВ ння показали:

- оптимальный размер частиц Т1Ы| при изготовлении спеченных материалов композиции 1ЧС - Т1№ —до 40мкм;

- наиболее перспективными спеченными КМ этой композиции представляются материалы с соотношением Т1С:Т'|№ от 40:60 до 60:40 (при меньшем

содержании ПС материал имеет невысокую твердость, при большем - затруднительно получение высокоплотных спеченных изделий);

- из-за сверхэластичности и ЭПФ статическое прессование при комнатной температуре Т1№ и композиций, его содержащих, не позволяет получать прессовки с требуемыми свойствами и спеченные материалы с минимальной остаточной пористостью;

- взаимодействие 1\С с "П№, происходящее при спекании, ухудшает свойства спеченных материалов, т.к. в' результате взаимодействия ухудшаются свойства как твердой фазы ("ПС), так и, особенно, связки (добавка в порошковую шихту П позволяет исключить или значительно уменьшить это взаимодействие);

- для повышения плотности спеченных материалов и их механических характеристик можно использовать "теплое" прессование, инфильтрацию, взрывное прессование (обеспечивающее наиболее высокий уровень механических характеристик).

П,% 3

1350 1400 1450 1500 1550 1600 Т

50%П№

1- 5% 2-10»/. 3-15% V / / V :

\1 . У г

г

1300

1400

1500

1600 Т

п,%

3

1 1-60*лт|№

з-<ю%та, 1 1 У

15

25

Рис. 11. Зависимость остаточной пористости спеченного материала от пористости прессовки и температуры спекания

П«х.%

Положительные результаты применения рекомендаций, выработанных на основании исследований, подтверждены производственными испытаниями ряда спеченных изделий (деталей распылительных устройств, сопел дробеструйных аппаратов, кондукторных втулок, фильер для изготовления сердечников карандашей и др.).

3. ВЫСОКОПРОЧНАЯ ЦИРКОИЕВАЯ КЕРАМИКА КОНСТРУКЦИОННОГО И ИНСТРУМЕНТАЛЬНОГО НАЗНАЧЕНИЯ

Применению керамики в качестве конструкционного и инструментального материала в последнее время уделяется большое внимание в таких отраслях, как космическая техника, авиастроение, двигателестроение, химическая промышленность. Значительное внимание при этом уделяется керамике на основе Ът02, что связано с открытием так называемого трансформационного упрочнения. Оно обусловлено полиморфизмом диоксида циркония, который при высоких температурах ( выше 2600 К) имеет кубическую решетку (с- 2гОг), при температурах выше 1500 К - тетрагональную решетку (Ч- ZvOг) и при более низких температурах - моноклинную решетку ( ш- 7.Ю2). Использование в керамических КМ ь Z:02, способного при механическом на-гружении претерпевать превращение по мартенситному механизму 1- 2гОг —» т- 2г02 и обусловливает чрезвычайно высокий уровень механических характеристик такой керамики в сочетании с тугоплавкостью, химической стойкостью и т.д.

Однако, реализовать в полной мере высокий уровень механических свойств можно лишь в случае изготовления изделий из этих материалов с минимальной пористостью и мелкозернистой структурой. Традиционные варианты порошковой технологии этого обеспечить не могут. Так, остаточная пористость изделий из материалов на основе А12Оз и Zr02, полученных путем свободного спекания, обычно более 1%. Повышение температуры спекания с целью достижения более высокой плотности не обеспечивает достаточного эффекта и в то же время вызывает заметный рост зерна в спеченном материале. Практически нулевую пористость можно получить используя метод горячего нзостатического прессования (ГИП), но он непроизводителен, сложен, дорог. В связи с этим в данной работе исследовали возможности активации свободного спекания и разработки технологии получения высокоплотной керамики на основе АКОз и 7Ю;. Активация спекания предусматривалась на всех стадиях порошковой технологии: при получении исходных порошков, их подготовке, формовании и спекании.

Исходные порошки и их предварительная обработка. В работе использовали ультрадпеперсные порошки (УДП) АЬОз, '¿г02, частично стабилизированного оксидом иттрия, а также смеси этих порошков, (табл. 5 ) полученные методом плазмохимического синтеза. Известно, что дисперсность и форма частиц исходных порошков является важным фактором, определяющим кинетику и результаты спекания. Электронномикроскопические исследования показали, что частицы используемых порошков имеют форму полых сфер до 1 мкм (рис.12 а), состоящих из кристаллитов 20 - 50 нм. Такие размеры и форма частиц обусловливают очень низкие технологические свойства порошков: насыпная плотность (табл. 6), текучесть. Поэтому такие порошки в исходном состоянии практически непригодны для изготовления

изделий из них методами ПМ. В связи с этим были исследованы различ-Таблица 5. Химичсскш, состав ])ые варианты обработ1с„ порошков,

как для улучшения технологических свойств, так и для активации последующего спекания. Результаты исследований показали, что обжиг при температуре до 1200 К не изменяют форму и размеры частиц. Помол в планетарной мельнице существенно увеличивает насыпную плотность. Наиболее эффективно улучшает технологические свойства сочетание гидростатического обжатия порошков с последующим помолом. На рис. 12 б приведена фотография порошка ТхОг + 3% УгО} после такой обработки. Видло, что сферические частицы практически полностью разрушены. Рентгенофазовый анализ этого порошка до и по-

Таблица 6. Влияние обработки на насыпную плотность порошка (г/см3)

№ Обработка

порошка Исходное Обжиг Помол Гидростатич. Обжиг,

состояние (1170 К, 2 ч.) (20 мин.) обжатие, по- обжатие,

мол помол

1 0,07 0,07 0,40 0,65 0,70

2 0,14 0,15 0,45 0,70 0,70

3 0,25 0,24 0,55 0,75 0,80

4 0,25 0,25 0,70 1,20 1,20

5 0,34 0,31 0,75 1,30 1,20

еле обработки показал, что при указанной обработке происходит его некоторая дестабилизация: появляется до 20% фазы с моноклинной решеткой,

которая не наблюдается в исходном порошке. Кроме того, наблюдается увеличение дефектности решетки, которое проявляется в уширении рефлекса (400) I-фазы примерно на 20% (рис. 13).

Рис. 12. Фотографии исходного (а) и обработанного (б) порошка состава 5; х24000

исходных порошков (мол. %)

№ Zr02 АЬОз Y;0,

1 — 100 —

2 19 80 1

3 57 40 3

4 76 20 4

5 97 — 3

(пщгю,

тщ-гюг

,(004>1-2г0

Улучшение технологических свойств порошка за счет дробления сфер способствует получению более плотных заготовок при формовании. Это, а так же активация спекания за счет увеличения дефектности решетки и за счет превращения т—И появившейся т-фазы, может способствовать получению более плотных спеченных изделий.

Формование. Наиболее простым вариантом формования является прессование в жестких прессфор-мах. Для исследования этого процесса использовали порошки в исходном и обработанном но оптимальному варианту состоянии. Давление прессования варьировали в пределах 100 - 800

МГТа. В качестве пластнфикато-

ОТН'

%

60

50 45 20 130 125 20

Рис. 13.Фрагменты дифрактограмм исходного (а) и обработанного (б) порошка состава 5

40

20

ра использовали каучук и карбо-диметилцелюлозу (КМЦ). На рис. 14 приведены результаты исследований влияния условий формования на относительную плотность прессовок По результатам исследований можно сделать ряд выводов. Порошки всех исследованных составов плохо прессуются даже в предварительно обработанном состоянии, хотя плотность прессовок из обработанных порошков несколько выше, чем из необработанных. При давлении прессования более 600 МПа наблюдается расслой, что не позволяет увеличить давление прессования с целью повышения плотности прессовок.. Введение пластификаторов повышает плотность прессовок на 5-10%. Кроме того оно уменьшает склонность к расслою, что позволяет увеличить давление прессования и соответственно плотность прессовок. Оптимальное количество пластификатора 0,5-1,0%.

Гидростапшческое прессование. Одним из эффективных вариантов формования является гидростатическое прессование. Наиболее целесообраз-

1-исходи 2-е доба 3-е добг 4-обоаб 5-гидрос ■ ■ 1ый пооо вкой кау вкой КМ отанный :татческ< шок чука (1м; ЦИмас. посошок эе пресс " 4 1с.%) %) звание

___

г

Ч/' г/ !

0

200 400

600 Рпр.МПа

Рис.14. Зависимость относительной плотности прессовок от подготовки порошков и условий формования

но его применение при изготовлении изделий из плохо прессуемых порошков. В частности, это относится к порошковым смесям на основе Zr02. При гидростатическом прессовании получали однородные по плотности прессовки, не наблюдали явление расслоя. Это позволяет реализовать большие давления прессования и получать весьма плотные прессовки. Даже при одинаковых давлениях прессования плотность прессовок после гидростатического прессования выше, чем после статического одноосного прессования. Так, при давлении прессования 600 МПа гидростатическое прессование обеспечивает увеличение плотности прессовок по сравнению со статическим более чем на 10%), что способствует достижению более высокой плотности спеченных изделий.

Следует отметить, что для гидростатического прессования можно использовать только порошки, предварительно обработанные на достаточно высокую насыпную плотность. В исходном состоянии эти порошки для гидростатического прессования непригодны.

Спеканнс. В процессе спекания формируются фазовый состав, структура и свойства материала. Важнейшими характеристиками структуры, от которых зависят свойства спеченного материала, являются остаточная пористость и размер зерен.

Кинетика спекания оксидной керамики в общем соответствует основным закономерностям спекания порошковых тел. Характерно, что, хотя для оксидной керамики обычно реализуется твердофазное спекание, оно происходит при весьма высоких температурах. Для 7гСЬ это 1800 - 2100 К, для АЬОэ - выше 2150 К. Но и при таких температурах остаточная пористость обычно получается не ниже 2 %. Повышение температуры спекания с целью уменьшения остаточной пористости нецелесообразно, т.к. это вызывает значительный рост зерна, в результате чего механические свойства ухудшаются, несмотря на некоторое уменьшение пористости. В связи с этим в работе исследовали влияние различных вариантов подготовки порошков, способов формования и условий спекания на структуру и свойства спеченного материала из указанных выше порошков. Подробно рассмотрены два варианта : свободное спекание в вакууме и элетроразрядное спекание в плазме тлеющего разряда.

Спекание в вакууме. Это достаточно хорошо исследованный и относительно недорогой вариант спекания, однако обычно он позволяет обеспечивать лишь средний уровень механических характеристик, прежде всего из-за сравнительно высокой остаточной пористости. Было изучено влияние температуры и времени изотермической выдержки на структуру и свойства исследуемой керамики. Спекание проводили в вакуумной печи СНВЗ-1.3.1/16-И4 при давлении 0,1 Па.

С повышением температуры спекания до определенных значений плотность спеченных материалов увеличивается. Для ЪтОг + 3% У205 эта температура1950 - 2000 К. С увеличением содержания Л1203 в порошковой смеси эта температура растет и для чистого А120^ она , видимо, находится в пределах 2150 - 2200 К (рис. 15). Дальнейшее увеличение температуры спекания практически не ведет к уменьшению пористости. Аналогично в зависимости от состава порошка и температуры спекания меняется и усадка. Для ЪхОг + 3% У203 максимальная усадка составляет 30%, для А1203 - 35% . С увеличением времени изотермической выдержки до 2 часов плотность спекаемых материалов растет, при дальнейшем увеличении времени рост плот-

Рис. 15. Зависимость плотностн образцов и линейной усадки от давления прессования, температуры и времени спекания; а-состав 1, б-состав 5 ности практически прекращается ( рис. 15 6). Аналогичные результаты получены для всех исследованных составов.

Предварительная обработка порошков, улучшающая уплотняемость при прессовании, вызывающая появление моноклинной фазы и увеличение дефектности решетки ( порошок ЪхО)г+ 3% У20з ), позволяет в определенной мере повысить плотность спеченного материала. При этом с повышением температуры спекания положительный эффект от предварительной обработки уменьшается. Это обьясняется тем, что температура спекания керамики весьма высока и активирующее влияние предварительной обработки взначи-

тельной мере исчерпывается на сравнительно ранних стадиях спекания (процессы, обусловливающие усадку и активируемые предварительной обработкой в заметной мере протекают уже при температуре 1600 - 1700 К). Поэтому повышение плотности материала за счет предварительной обработки порошков при оптимальной температуре спекания невелико и, в основном, по-видимому, связано с увеличением плотности прессовок. Введение пластификаторов, улучшая прессуемость, существенно не влияет на плотность спеченного материала.

Плотность после спекания возрастает с увеличением давления прессования примерно до 600 МПа. При дальнейшем увеличении давления прессования плотность спеченного материала почти не меняется. Напомним, что аналогична зависимость плотности прессовки от давления прессования. Поскольку при одноосном прессовании не происходит изменений в состоянии порошков (фазовый состав, дефектность решетки), которые могли бы активировать спекание, то, очевидно, что давление прессования влияет на плотность спеченного материала в основном через плотность прессовок перед спеканием.

Гидростатическое прессование позволяет значительно повысить плотность спеченной керамики по сравнению с одноосным статическим прессованием, что также, в основном, связано с существенно более высокой плотностью прессовок, полученных гидростатическим прессованием.

В таблице 7 представлены результаты измерения плотности керамики

Таблица 7. Плотность(пористость) спеченной в вакууме керамики состава 5 в зависимости от варианта прессования

Вариант прессования Статическое прессование ультразвуковое прессование Гидростатическое прессование

исходный УДП обработанный УДП

плотность, г/см3 (пористость,%) 5,60(91,8) 5,81(95,2) 5,85(96,0) 5,90(97,0)

состава 5, спеченной в вакуумной печи, в зависимости от подготовки и способа формования порошков. Результаты подтверждают, что предварительная обработка и, особенно, гидростатическое прессование позволяют повысить плотность керамики. В то же время видно, что при всех исследованных вариантах достичь максимально высокой плотности, близкой, например, к плотности керамики, полученной с применением ГИП, не удается. Это можно объяснить тем, что все использованные способы повышения плотности керамики связаны с получением более плотных прессовок и активированием спекания лишь на начальных его стадиях. Для достижения более высокой плотности необходима активация спекания, эффективная на протяжении всего

1 - вакуумное спекание

2-спекание в воздушной ппазме

3-спекание в плазме ИН,

1770 1570 т Рис. 16. Зависимость плотности спеченных образцов состава 5 от условий спекания

процесса. В связи с этим были проведены исследования по электроразрядному спеканию.

Спекание в плазме паеющего разряда. Возможность активации спекания электрическим полем достаточно широко обсуждается в литературе. Для

материалов на основе 2Ю2 активация спекания электрическим полем возможна благодаря аномально высокой электропроводности этого материала при повышенных температурах. Кроме общих закономерностей и преимуществ спекания порошковых материалов в элетриче-ском поле, для спекания керамики характерны особенно высокие локальные температуры в зоне межчастичных контактов вследствие низкой теплопроводности оксидной керамики. В данном разделе была исследована возможность активации циркониевой керамики в плазме тлеющего разряда.

Спекаемый образец помещали в катодный узел таким образом, чтобы образовывался полый катод (подробнее особенности тлеющего разряда с полым катодом и использование эффекта полого катода в технологических целях

ШШШЧШШШЩ^ обсуждается в следующей главе). Это позволяло достигать больших плотностей тока (до 50 А/см2), что обеспечивало получение высоких температур, необходимых для спекания. На начальной стадии спекания, когда температура спекаемого образца низка и электропроводность мала, нагрев его осуществляется в основном за счет теплопередачи от проводящих (вольфрамовых) деталей катодного узла. После разогрева до температур 800 - 900К 7л02 образец становится достаточно электропроводным, образуется полый катод, и дальнейший нагрев происходит за счет прохождения через него ионного тока и за счет бомбардировки его поверхности ускоренными в электрическом поле положительными ионами.

Рис.! 7. Микроструктура керамики, спеченной в вакууме и в аммиачной плазме, хбОО

Спекание проводили в аммиачной и воздушной плазме. Исследовали плотность, фазовый состав, структуру, механические свойства спеченного материала.

Результаты измерения плотности показывают, что спекание в аммиачной плазме обеспечивает достижение значительно более высокой плотности по сравнению с спеканием в вакуумной печи и в воздушной плазме ( рис. 16). Анализ микроструктуры (рис.17) показал, что при спекании в аммиачной плазме замедляются рекристаллизационные процессы: интенсивный рост зерна в этом случае начинается при температурах выше 2100 К, тогда как при спекании в вакуумной печи и в воздушной плазме такой рост зерна наблюдается уже при 2000 К. Для объяснения этих эффектов были проведены более подробные исследования фазового состава спеченного материала.

Рентгеноструктурные исследования показали, что при спекании ИЮг в аммиачной плазме тлеющего разряда происходит образование фазы с кубической решеткой (рис. 18), количество которой увеличивается с повышением температуры и времени выдержки спекания (для сравнения приведены ди-фрактограммы образцов, спеченных в вакууме). При этом параметрь^ решетки с-ггСЬ уменьшаются (табл. 8), что почти не происходит при спекании в вакууме. Указанные отличия структуры при спекании в вакууме и аммиачной плазме тлеющего разряда можно объяснить наличием во втором случае активных ионов азота, с которыми взаимодействует 2г02 с образованием окси-нитридных фаз типа 7г(0,Ы)х (в работах В.И.Трефилова было обнаружено обра-. зованне подобных фаз при спекании в ударных волнах). Замещение в анионной подрешетке части ионов кислорода ионами азота, имеющими меньший ионный радиус, уменьшает параметры решетки с-2гО? и повышает ее стабильность. Кроме того, это, очевидно, ускоряет диффузионные процессы в анионной подрешетке, а именно они являются лимитирующими при спекании Можно предполагать, что окси-ннтридные фазы менее хрупки, чем исходные чисто оксидные фазы.

Активация спекания в плазме тлеющего разряда позволяет (хотя и незначительно) понизить температуру спекания: разница оптимальных темпе-

О«г0, (004)1-2Ю2

128

126

МН3- плазма Т =1770 К

124 20

Рис. 18. Дифрактограммы спеченных образцов состава 5

Таблица Я.Влияние условий спекания на параметры решеток и количест-

во C-Z.rO; в спеченной керамике состава 5

Условия спекания О Параметры решеток, А Доля

атм. Т Т,ч ¿Г-ЯпС^ ас-гго, с-гю,, %

1773 2,0 5,0962 5,1760 - -

ва 1873 2,0 5,0960 5,1760 - -

ку 1973 2,0 5,0951 5,1760 5,1160 8

ум 1973 0,5 5,0960 5,1772 5,1178 5

1973 1,0 5,0962 5,1770 5,1160 5 '

1773 2,0 5,0975 5,1760 - <3

ЫН3 1873 2,0 5,0966 5,1760 5,1135 11

плаз 1973 2,0 5,0964 5,1749 5,1051 35

ма 1973 0,5 5,0992 5,1760 - <3

1973 1,0 5,0977 5,1760 5,1146 10

ратур спекания в аммиачной плазме и в вакууме составляет около 50°С. Кроме того, образующиеся при спекании в плазме частицы с-2гСЬ весьма дисперсны и тормозят рекрисгаллизационные процессы в матричной фазе 1-2Юг. Это обеспечивает формирование существенно более мелкозернистой структуры при спекании в аммиачной плазме по сравнению с вакуумным спеканием (средний размер зерен материала, спеченного при оптимальном для каждого "варианта температуре составляет соответственно 2-3 и 5-6мкм).

Характерно, что указанные явления, обеспечивающие высокую плотность и мелкозернистую структуру спеченного материала, в значительной мере реализуются только при наличии водорода в плазме тлеющего разряда. При спекании в воздушной плазме плотность и фазовый состав спеченного материала мало отличаются от свойств материала, спеченного в вакуумной печи.

Таким образом, можно отметить ряд факторов, активирующих спекание в аммиачной плазме тлеющего разряда:

- бомбардировка спекаемого изделия высокоэнергетичными ионами;

- пропускание электрического тока через спекаемое изделие;

- превращение 1-2гО;—>с-2Ю> (реактивное спекание по Г. В. Самсонову);

- взаимодействие ZrO; с азотом с образованием оксинитридных фаз (реакционное спекание);

- повышенная дефектность анионной подрешетки в ^гСЬ, обеспечивающая ускорение диффузионных процессов при спекании,

- наличие водорода в составе плазмы, активирующее процессы превращения ьггсь—>с-2ю2 и образование оксинитридных фаз, и, таким образом, являющееся определяющим фактором активации спекания циркониевой керамики

в аммиачном плазме.

Существенное уменьшение остаточной пористости, более мелкозернистая структура и пониженная хрупкость оксинитридных фаз обеспечивают более высокий уровень механических свойств циркониевой керамики при ее спекании в аммиачной плазме тлеющего разряда по сравнению со спеканием в воздушной плазме и в вакууме. Это подтверждается результатами сравнительных механических испытаний, приведенных в таблице 9. Приведенные данные показывают, что сочетание предварительной обработки использован-

Таблина 9. Влияние состава и подготовки порошка и условий спекания на механические свойства керамики_

Способ производства Состав Механические свойства

Микротверд., Н50, ГПа Трещино-стойк., МПа.м0'5 Предел прочности СТВ изг. МПа

Исходные УДП, статическое прессование без пластификатора вакуумное спекание 1 19 2,0 210

2 19 2,5 250

3 21 4,5 260

4 20 8,0 410

5 15 5,8 420

Исх. УДП, статич. прессование с пластиф., вак. спекание каучук 0,5 5 15 5,8

1,0 15 5,8 ■ 1

1,5 13,5 4,6

кмц 0,5 5 14 5,8

1,0 14,5 5,8

1,5 13,5 4,5

Предварительно обработанные по оптимальному режиму УДП, статич. прессование, вакуумное спекание 1 21 2,8 300 J

2 20 5,0 450 (

3 21 5,8 420

4 21 10 600

■5 16 8,5 600

Предварительно обработанные УДП, гидростатическое прессование, вак. спекание 1 22 3,2 320

2 21 5,8 500

3 21 6,0 460

5 21 12,3 680

Предварительно обработанные УДП, гидростатич. прессование, спекание в ЫН3 плазме 5 21 12,4 780

ных УДП, гидростатического прессования и спекания в аммиачной плазме тлеющего разряда позволяет получать высокоплотную циркониевую керамику требуемого фазового состава с мелкозернистой структурой, что обеспечивает этому материалу комплекс механических характеристик на уровне наиболее качественных материалов подобного типа, получаемых методом

гип.

4. ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ В ПЛАЗМЕ ТЛЕЮЩЕГО

РАЗРЯДА

Поверхностное упрочнение является одним из наиболее важных направлений развития современного материаловедения. Позволяя получать различные сочетания свойств поверхности и сердцевины, оно во многих случаях является эффективным средством значительного увеличения надежности и долговечности различных деталей машин и механизмов, инструмента и т. д. Поверхностное упрочнение позволяет использовать для изготовления этих изделий более дешевые и технологичные материалы. В связи с этим в настоящее время разработано и широко используется в промышленности большое количество различных способов поверхностного упрочнения, в первую очередь, стальных изделий.

Одним из вариантов поверхностного упрочнения является азотирование. Азотированию подвергают изделия из конструкционных, инструментальных, коррозионностойких, жаропрочных сталей, тугоплавких металлов и сплавов, порошковых сталей и сплавов для повышения поверхностной твердости, износостойкости, усталостной прочности, коррозионной стойкости. К достоинствам азотирования можно отнести высокий уровень поверхностной твердости, низкую температуру процесса, обеспечивающую минимальное коробление, сохранение чистоты поверхности и свойств сердцевины. Азотированный слой имеет плавный переход к сердцевине и не склонен к отслаиванию. Азотирование обычно является финишной операцией, после которой не требуется дополнительная механическая и термическая обработка. Недостатки процесса: повышенная хрупкость упрочненного слоя, большая длительность технологического цикла. Этих недостатков в значительной мере лишено ионное азотирование или азотирование в плазме тлеющего разряда. Кроме того, к преимуществам ионного азотирования можно отнести хорошую воспроизводимость и регулируемость процесса, минимальное коробление и изменение размеров, возможность азотирования пассивирующихся материалов (например, нержавеющих сталей), экономичность (уменьшение расхода электрической энергии и насыщающегося газа), экологическую чистоту процесса. По данным международного общества по термической обработке и покрытиям (МОТОМ), азотирование является одним из наиболее перспективных методов поверхностного упрочнения, применение которых в промышленно развитых странах будет непрерывно увеличиваться и к началу

21 века составит 25-30 % от общего количества изделий, упрочненных химико - термической обработкой.

Азотирование, в том числе ионное, эффективно для сталей, легированных элементами, образующими стойкие нитриды (А1, Сг, Мо, V и др.). В общем случае азотированный слой состоит из двух зон: поверхностной тонкой сплошной, нетравящейся обычными травителями, нитридной зоны и, следующей за ней темнотравящейся зоны внутреннего азотирования, структура которой представляет собой твердый раствор с повышенной концентрацией азота и с большим количеством равномерно распределенных нитридов, обеспечивающих высокую твердость этой зоны. Следует отметить, что поверхностный нитридный слой очень тверд, но хрупок, что делает его наличие во многих случаях нежелательным. Ионное азотирование позволяет получать азотированный слой из одной зоны внутреннего азотирования.

Изучению физической сущности и механизмов ионного азотирования посвящено большое количество исследований. Считается, что тлеющий разряд воздействует на все элементарные процессы образования упрочненного слоя: активируются газовая фаза, процессы адсорбции, диффузии. Предложен ряд механизмов такого воздействия. При этом считается, что определяющим фактором активации указанных процессов является бомбардировка обрабатываемой поверхности ускоренными в электрическом поле азотсодержащими ионами, образующимися при диссоциации аммиака. Такое объяснение эффективности ионного азотирования на наш взгляд представляется вполне не исчерпывающим.

Для более глубокого изучения влияния параметров процесса на структуру и свойства азотированных слоев на различных материалах, а также для разработки и оптимизации технологий ионного азотирования различных изделий, был проведен комплекс исследований этого процесса. Поверхностное упрочнение и исследования опытных партий изделий для производственных испытаний осуществляли на специально сконструированной установке с источником мощностью 3 кВт и рабочей камерой объемом 0,05 В качестве рабочего газа использовали аммиак. Исследования проводили на конструкционных сталях 20Х, 40Х, 38Х2МЮА. 12ХМФ1, 18ХГГ, малолегированных инструментальных сталях ШХ15,9ХС, 9ХФ, ХВГ, высоколегированных инструментальных сталях для штампового и режущего инструмента Х6ВФ, Х12Ф1, Р6М5, нержавеющих сталях 20X13, 40X13, 65X13 03Х11Н8М2Ф, никелиде титана Т'М.

О стадии катодного распыления. В технической литературе и технологической документации рекомендуется на начальной стадии азотирования, перед насыщением поверхности азотом, вести процесс в режиме катодного распыления. Предполагается, что при этом происходит очистка поверхности от загрязнений. Кроме того, поскольку в режиме катодного распыления напряжение горения разряда выше, чем в режиме насыщения, при катодном распылении должна более эффективно увеличиваться плотность дефектов

решетки, что считается одной из причин интенсификации процесса последующего насыщения. Однако исследования на ряде сталей, в том числе нержавеющих, показали, что катодное распыление в течение до 1,5 часа при напряжении до 1400 В практически не влияет на результаты ионного азотирования, что ставит под сомнение некоторые моменты в объяснении эффективности ионного азотирования. Видимо, стадия катодного распыления целесообразна в производственных условиях в случае сильного загрязнения упрочняемой поверхности.

Влияние температуры и времени азотирования на характеристики поверхностного слоя. На рис.19 приведены результаты исследований влияния температуры и времени ионного азотирования на распределение микротвердости по глубине азотированного слоя на некоторых из исследованных стилей. Аналогичные результанты получены для всех исследованных в работе материалов. Характер кривых находится в соответствии с известными представлениями по этому вопросу. Эти данные могут быть использованы для определения режима азотирования в зависимости от требуемых характеристик слоя. Из графиков видно, что 1-2 % сильных нитридообразую-щих легирующих элементов достаточно, чтобы ионное азотирование было эффективным. Несколько пониженную поверхностную твердость слоя на стали ШХ15, видимо, можно объяснить повышенным содержанием в ней углерода, что обусловливает пониженную концентрацию хрома в твердом растворе. Характерно, что, вследствие невысокой легиро-ванности и, соответственно, невысокой теплостойкости, при азотировании малолегированных стапей в закаленном и низкоотпущенном состоянии параллельно с упрочнением поверхности происходит разупрочнение сердцевины, степень которого определяется температурой и временем азотирования что может быть весьма существенным для инструмента из этих сталей. В то

I, мхм

Рис.19. Распределение микротвердости по глубине азотированного слоя на ряде легированных сталей

же время, если, например, изделие работает только на изнашивание, без значительных статических нагрузок, и прочность сердцевины не существенна, может быть целесообразным их ионное азотирование без предварительной термической обработки, так как исследованиями на многих сталях показано, что поверхностная твердость и толщина упрочненного сдоя после азотирова-" ния мало зависят от исходного состояния.

Подробные исследования были проведены по ионному азотированию стали Х12Ф1. Стали такого типа широко используются для штампов холодного деформирования, пресс - инструмента. Эти стали, благодаря высокому содержанию хрома, хорошо азотируются. На рис. 20 приведены данные по распределению микротвердости по глубине азотированного слоя стали

"60, ГПа

1 1 1

1 •748 К

1 3•848 К

Тя г12«К

.VI "а ■•

г у

Л

3

1 -

0 20 4!) 60 80 100 120 |

О 20 40 . 60 80 100 120

1,шм

Н50, ГПа

10

8

I !■■■

1-Змин . 2-ЗОмин

■ Тга=798К огжиг

Д

V -

.. I 1 2 3

0 20 40 60 80 100 120 (_ „

Рис.20. Распределение микротвердости по глубине слоя на стали Х12Ф1 в зависимости от режима термической обработки и азотирования

Х12Ф1 в зависимости от температуры и времени азотирования. Перед азоти-

рованием образцы подвергали закалке от 1250 К. Из графиков видно, что с увеличением температуры и времени азотирования толщина азотированного слоя растет, твердость подложки несколько уменьшается, поверхностная твердость после достижения максимума, также несколько уменьшается. Все эти зависимости вписываются в представления, о процессах, происходящих при азотировании и при отпуске стали.

Влияние термической обработки. Известно, что свойства сталей типа Х12 в термообработаИном состоянии изменяются в широком диапазоне в зависимости от режима ее термической обработки. Достаточно хорошо исследовано влияние температуры закалки, обработки холодом, режима отпуска на превращения, структуру и механические свойства стали. Представляло интерес изучение влияния этих факторов (то есть исходной структуры) на процесс ионного азотирования. Результаты измерения микротвердости образцов, азотированных после различной термической обработки приведены на рис.20, фотографин микроструктур на рис. 21. Эти результаты, а также изучение микроструктуры позволяют сделать ряд выводов.

Рис.21. Микроструктуры азотированных слоев настали Х12Ф1 в зависимости от режима иреднарителыюи термической обработки Поверхностная твердость азотированных образцов практически не зависит ог исходной структуры (включая структуру после отжига) и во всех

случаях составляет 10,5 - 12,0 ГГТа. Твердость сердцевины после азотирования зависит от предварительной термической обработки: чем выше температура закалки, тем меньше падение твердости сердцевины, что однозначно объясняется процессами отпуска во время изотермической выдержки при

азотировании. Наблюдается слабая зависимость глубины азотированного слоя от температуры закалки (рис. 22), что, по-видимому, объясняется влиянием температуры закалки на структуру (степень легирован ности твердого раствора, параметры решетки, соотношение количества фаз, величину аустенитного зерна). Обработка холодом стали, закаленной от 1550 К, а также режим отпуска закаленных образцов, на твердость и глубину азотированного слоя практически не влияют. В образцах, закаленных от 1550 К отмечен, судя по микроструктуре, более резкий переход от азотированного слоя к неазотированной сердцевине. Следует отметить, что глубину азотированного слоя во всех случаях определяли металлографически по величине темнотравящейся зоны. Использование для этой цели анализа результатов измерения микротвердости по глубине слоя затруднительно, так как в зависимости от режима предварительной термической обработки по-разному меняется в процессе азотирования твердость сердцевины.

Азотирование анода. В работе впервые были проведены исследования азотирования анода в аммиачной плазме тлеющего разряда. Обычно при ионном азотировании обрабатываемое изделие является катодом. Его нагрев до требуемых температур осуществляется за счет мощности разряда, путем бомбардировки поверхности положительными ионами и, по-видимому, быстрыми нейтралями, образующимися при перезарядке части ионов. Поэтому основные параметры разряда определяются требуемой для азотирования температурой и могут быть не оптимальными с точки зрения активирующего влияния разряда на процессы, происходящие при азотировании. Кроме того, неравномерность распределения плотности тока по поверхности катода в аномальном тлеющем разряде, усиливаемая сложной формой изделия - катода, делает неравномерным его температурное поле. Это затрудняет азотирование изделий сложной формы, делает практически невозможным одновременное азотирование изделий разной формы и размеров.

46 42

s s 38

34 30

х-с гжиг

1123 1223 1323 1423 J,

32К>

Рис.22. Влияние температуры закалки на глубину азотированного слоя ira стали Х12Ф1

Мощность, выделяемая на аноде мала. Поэтому температура анода существенно ниже температуры катода, и при обычном ионном азотировании насыщения анода азотом практически не происходит. Однако, если с помощью специального нагревателя и системы регулирования температуры поддерживать температуру анода и катода одинаковыми, на аноде и катоде формируются практически одинаковые азотированные слои, хотя и выявляются незначительные экспериментально воспроизводимые различия в распределении микротвердости по глубине азотированного слоя (рио. 23). !

Таким образом, установлено, что в тлеющем разряде в атмосфере аммиака возможно насыщение азотом поверхности нагретого анода. При одинаковой температуре анода и катода скорость формирования азотированного слоя на обоих электродах примерно одинакова. Это позволяет сделать вывод о том, что значительно большая скорость ионного азотирования по сравнению с традиционным печным азотированием по крайней мере не во всех случаях обусловлена воздействием на обрабатываемую поверхность потока ускоренных положительных ионов, с которым обычно связывают это явление. Вариант ионного азотирования, когда изделие является анодом, может быть целесообразен в некоторых случаях, например, при необходимости азотирования одновременно в одной установке изделий с различными размерами и формой.

Эффект полого катода при ионном азотировании. Известно, что в тлеющем разряде, имеющем полость, при определенных условиях возникает эффект полого катода (ЭПК), при котором параметры разряда существенно отличаются от параметров разряда с катодом без полости. ЭПК обычно проявляется в значительном повышении плотности тока при одновременном снижении напряжения горения разряда, изменении функции распределения Частиц плазмы по скоростям, изменении характера излучения и т. д. Особенности разряда с полым катодом обуславливают его применение в различных газоразрядных устройствах, а также в технологических целях (например, для плавки металлов). Однако, возможности проявления и использования ЭПК при ионном азотировании не исследованы. В то же время многие детали машин и инструмент (втулки, матрицы и др.), эксплуатационные свойства ко-

Рис.23. Распределение микротвердости по глубине слоя образцов, азотированных в качестве анода и катода

торых могут быть улучшены в результате ионного азотирования, имеют подлежащие поверхностному упрочнению полости. Кроме того, практически любую поверхность изделия, которую требуется упрочнить ионным азотированием, можно путем соответствующего взаимного расположения изделий или с помощью вспомогательных электродов сделать частью полого катода электродной системы, используемой для азотирования в тлеющем разряде.

Для изучения ЭПК при ионном азотировании использовали электродную систему, схема которой представлена на рис. 24. Система позволяет, сохраняя постоянной площадь катода, делать его неполым или полым с различными размерами полости (L), а также замерять температуру образца и ток

через его азотируемую поверхность, т. к. другие поверхности образца от разряда экранированы. На рис. 25 приведены зависимости напряжения горения разряда от тока образца в зависимости от давления аммиака и конфигурации катода. На рис. 26 представлены зависимости плотности тока азотируемой поверхности образца от давления аммиака при различных конфигурациях катода (напряжение горения разряда 550 В). Температура образца при всех экспериментах поддерживалась практически постоянной.

При низких давлениях аммиака разряд существует в известной высоковольтной слаботочной форме с растущей вольтамперной характеристикой для всех рассмотренных конфигураций катода. При повышении некоторого порогового значения давления, зависящего от конфигурации катода, высоковольтный тлеющий разряд переходит в низковольтную, форму. Вольт-амперная характеристика низковольтного разряда зависит от величины L и давления газа р. При L<2 мм и р<100 Па ток в цепи образца отсутствует, что свидетельствует о пороговом характере возникновения разряда с полым катодом. Для зажигания такого разряда необходимо проникновение в полость, имеющую потенциал, близкий к анодному, плазмы инициирующего разряда, горяшего между анодом и внешней поверхностью катода. Такие условия создаются, когда с увеличением плотности разрядного тока протяженность зоны катодного падения потенциала 1к|| становится меньше 0,5 L. С этим согласуется наблюдаемое при уменьшении L увеличение минимального давления

6 7

Рис.24. Схема катодного узла: 1-термопара, 2-трубка, 3-корпус, 4-образец, 5-поворачивающийся диск, 6-втулка, 7-анод, 8-охладитель

и,в

700 600 500 400 300(

и,в

900 80 О 700 600

ч леполый катод

/з -4

5 в__ 7

/ " 8

а

30

60

90

120

0

/

и,В 600 500 400 300 200

150

1,мА

1_=1мм

,9

Ь

I, мА

I, МА

/3 7 Ь=16мм

9 5

(

г

30

60

90

120

150

I ,м А

Рис.25. Вольтамперные характеристики разряда с полым катодом при разных давлениях (Па): 1-5.240,3-20, 4-50,5-70,6-100, 7-200,8-500,9-1000 аммиака, при котором возникает ток в катодной полости, так как с ростом давления 1кп уменьшается.

39

с

1 -нвполый катод

2-L=16mm

3-L=8mm ' 4-L=4mm 5-L=2mm

Как следует из вольтамперных характеристик, ЭПК при L >2 мм проявляется в том, что разряд существует в низковольтной форме при более низких давлениях и имеет более низкое напряжение горения, чем разряд с неполым катодом, имеющим ту же рабочую поверхность. При этом плотность тока полого катода может быть на порядок выше плотности тока неполого катода при одинаковом напряжении горения.

На рис. 27 показаны зависимости глубины азотированного слоя (образцы из стали Х12Ф1) от плотности тока в разрядах с полым (L=4 мм) и неполым катодом при одинаковых температуре и продолжительности процесса азотирования (825 К, 3 часа). Для поддержания требуемой температуры образцов в процессе азотирования при больших плотностях тока использовали систему охлаждения, а при малых плотностях тока - нагреватель с регулируемой мощностью.

При L=1mm, как показали исследования, насыщения поверхностей, образующих полость, не происходит. Как в разряде с полым катодом, так и в разряде с неполым катодом, отсутствует зависимость толщины азотированного слоя от плотности тока в широких пределах изменения последней, что соответствует литературным данным. Однако, в условиях проявления ЭПК при одинаковой плотности тока толщина азотированного слоя получается существенно выше, несмотря на более низкое напряжение разряда.

Одновременно с значительным увеличением толщины азотированного слоя, при ионном азотировании с использованием ЭПК на поверхностях, образующих полость, наблюдается

мА/мм

0,5

0,4

0,3

0,2

0,1

10 20 50 100 200 500 Pina

Рис.2б.Зависимосгь плотности тока от давления аммиака

!,мм

0,04 0,03 0,02 0,01

1

i 1

1 1 1 2

1 - полый катод (1=4мм) 2 - неполый катод

1

О 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 ¡,uA/uu2 Рис.27.3ависимость толщины азотиро-ваного слоя от плотности катодного тока

резкое уменьшение эффективности азотирования на плоскостях, не образующих полость (рис. 28).

Независимость эффекта ионного азотирования от плотности тока, выявленная особенность азотирования стали в тлеющем разряде с полым катодом, так же как и ранее установленная возможность эффективного азотирования анода в тлеющем разряде, свидетельствуют об отсутствии однозначной связи эффекта азотирования с бомбардировкой азотируемой поверхности ускоренными ионами в тлеющем разряде.

. Использование -ЭПК при ионном азотировании обеспечивает значительное повышение производительности оборудования, экономию электроэнергии и азотирующего газа. Кроме того, ЭПК позволяет, подвергать эффективному." поверхностному упрочнению только нужные участки поверхности ;г обрабатываемых изделий.

к Изменение размеров ц шероховатости поверхности при ионном азотировании. При разработке, технологии изготовления (включая поверхностное упрочнение) изделий важной-является проблема точности размеров при их изготовлении и обработке, В связи с этим актуален вопрос об изменений размеров при ионном азотировании. Изменение размеров при химико - термической обработке, в том числе при ионном азотировании возможно по ряду причин. При насыщении поверхностных слоев азотом изменяется их объем, в результате чсро. возможно изменение размеров и коробление изделий. Другая причина- появление при нагреве и охлаждении в процессе азотирования термических напряжений, В процессе-азотирования термообработан-ных изделий может происходить изменение фазового состава во всем объеме изделия.

Исследования по влиянию ионного азотирования на изменение размеров производили на матрицах из стали Х12Ф1 с наружным диаметром 32, внутренним диаметром 10,и высртой 22 мм.,Ионное азотирование производили при 825 К в течение 5: часов.

Рис.28.Распределение микротвердости по глубине азотированного слоя матрицы из Мали Х12Ф1 на разных участках поверхности

Приведенные данные показывают, что изменение размеров при ионном азотировании в основном определяется структурными превращениями, а не процессом насыщения поверхности азотом. Поэтому изменения размеров при азотировании отожженной стали и термообработанной стали, подвергнутой перед азотированием высокотемпературному отпуску минимальны. В общем, изменения размеров незначительны и в большинстве случаев находятся в пределах допусков на размеры. В случаях, когда эти изменения размеров существенны, следует корректировать поля допусков при шлифовании перед азотированием.

Исследования по влиянию ионного азотирования на шероховатость поверхности, проведенные на сталях Х12Ф1 и 03Х11Н8М2Ф показали, что в результате ионного азотирования шероховатость (Иа) увеличивается на 0,10,2 мкм ( пределах исходной шероховатости 0,8-1,6 мкм). Таким образом,

АРг

обр.

ЛР

эт.

2-

•неазотир. ■ азотир.

практически после ионного азотирования сохраняется исходный класс чистоты поверхности в отличие от печного азотирования, обычно понижающего чистоту поверхности примерно на 1 класс.

Испытания на износостойкость. Одна из основных целей азотирования как деталей машин, так и инструмента - повышение износостойкости. В связи с этим были проведены исследования по влиянию ионного азотирования на износостойкость стали Х12Ф1 в зависимости от режима предварительной термической обработки и режима азотирования. Испытания проводили на

машине 2070 СМТ - 1. Суть испытаний состояла в том, что эталонный ролик и ролик - образец, прижатые друг к другу с определенным усилием вращались с разной скоростью (с проскальзыванием). После определенного времени испытаний измеряли потерю массы обоих роликов. Износостойкость оценивали по отношению потерь масс образца и эталона. На рис. 29 приведены

т

V.

1

а-зак.1133К б-зак.1223К в-зак.1323К г-зак.1323К=+ обр .холодом д-отжиг

Д

Рис.29. Относительная износостойкость образцов с различной предварительной термической обработкой

результаты оценки износостойкости неазотированных и азотированных образцов после различных вариантов предварительной термической обработки. В условиях испытаний азотирование на порядок повышает износостойкость. Предварительная термическая обработка на износостойкость азотированных образцов практически не влияет. Ряд соображений по природе механизмов изнашивания поверхностно упрочненных материалов приведен в главе 5.

Азотирование пресс-инструмента. На основании проведенных исследований по влиянию параметров ионного азотирования, состава стали, предварительной термической обработки, конфигурации изделий на глубину и структуру азотированного слоя, его механические свойства, на изменение размеров и чистоту поверхности и изучения условий работы и причин выхода из строя матриц из стали Х12Ф1, применяемых в фармацевтической промышленности для формования таблеток были разработаны варианты технологии их ионного азотирования.

Матрицы азотировали в режиме реализации ЭПК, для чего было подобрано давление в камере для каждого типоразмера. Время азотирования назначали в зависимости от требуемой толщины упрочненного слоя, определяемого допустимой величиной износа, который, в свою очередь, определяется природой таблетируемой массы и требованиями к таблеткам. Для большинства случаев брак таблеток появляется при износе матриц 0,06 - 0,08 мм. Время азотирования в этих случаях принимали 4-5 часов. В случаях, когда боковое давление при прессовании невелико (аскорбиновая кислота), пресс-формы можно азотировать без предварительной термической обработки. Это, кроме уменьшения затрат на изготовление пресс-форм, облегчает возможность переделки изношенных матриц на матрицы большего диаметра, то есть возможность их многократного использования.

Разработанные технология и оснастка внедрены на Томском химфарм-заводе, где в настоящее время по этой технологии упрочняется практически 100 % матриц. Это повысило их стойкость в 4-8 раз в зависимости от свойств формуемых масс, что уменьшило себестоимость продукции, повысило ее качество (в частности, уменьшилось загрязнение таблеток продуктами износа пресс - инструмента).

Азотирование нержавеющих сталей. Как отмечалось выше, одним из достоинств ионного азотирования является возможность обработки пассивирующихся материалов. Были проведены исследования по ионному азотированию нержавеющих хромистых сталей, содержащих 13%Сг (20X13, 40X13, 65X13), а также хромоникелевой стали аустенитного класса 03X11Н8М2Ф. Исследования подтвердили, что ионное азотирование этих сталей, в отличие от традиционного ионного азотирования, не представляет затруднений. При этом отсутствует необходимость в стадии катодного распыления, так как дс-пяссивация поверхности происходит в процессе самого ионного азотирования. На основании исследований предложен способ изготовления лезвийного режущего инструмента (патент №2062304 зарегистрирован 20 июня 1996 г.).

Н50,ГПа

10

Производственные испытания показали, что стойкость этих ножей при резке химволокна в 4-6 раз выше стойкости аналогичных ножей фирмы "Kywa blade" (Япония) и "Lytz" (Австрия), на что имеются акты сравнительных производственных испытаний.

Для нержавеющей стали 65X13 характерна однородная мелкозернистая структура. Благодаря высокому содержанию хрома она хорошо азотируется, а благодаря достаточно высокой концентрации углерода ее можно термически обрабатывать на различную твердость, то есть ha образцах и изделиях из этой стали нетрудно получать различные соотношения твердости поверхности и сердцевины. Все это делает сталь 65X13 подходящим материалом не только для изготовления различных изделий, но и для исследований механизмов и закономерностей пластической деформации и разрушения поверхностно упрочненных материалов с позиций физической мезомеханики материалов. Результаты таких исследований обсуждаются в главе 5 данной работы.

Ионное азотирование никелида титана•. Известно и находит применение ионное азотирование не только сталей, но и сплавов на основе ряда металлов, нитриды которых характеризуются высокой стабильностью. Одним из таких металлов является титан.

Теоретический и практический интерес представляет ионное азотирование никелида титана TrNi. Применение этого интерметаллического соединения представляется весьма перспективным для различных целей (одно из них: использование TiNi в качестве связующей фазы в безвольфрамовых твердых сплавах рассмотрено в главе 2 данной работы). Можно предполагать, что ионное азотирование TiNi может быть эффективным способом поверхностного упрочнения изделий из этого материала, а также повышения его коррозионной стойкости в случае образования на поверхности плотного

\ •-0,25ч »-1,00ч • - 4,00ч

S

\

\ \

\ к

40 60 30 100120140 [_,мкм

Рис.30. Распределение микротвердости по глубине слоя в зависимости от времени азотирования

•Исследования по ионному азотированию никелида титана производились совместно с.н.с. В.Н.Гришковым и аспирантом В.Н.Тимкиным.

'Г

Зона!

ЗонаП

б-Ш

сплошного слоя нитрида титана. Наличие поверхностного упрочненного слоя и границы его с подложкой обусловливает существенные особенности поведения Т1Ы1 при механическом нагружении.

Исследовали влияние параметров режима ионного азотирования на состав, структуру и свойства поверхностного слоя, на поведение поверхностно упрочненного ~П№ эквиатомного состава и размерами зерен в пределах 1 -4 мкм при механическом нагружении. Азотирование производили в реконструированной лабораторной установке в атмосфере аммиака при температурах 973-1173 К и временах изотермической выдержки от 15 минут до 4 часов. На рис. 30 приведены результаты измерения микротвердости азотированных образцов.

Исследования микроструктуры, послойного рентгеноструктурного анализа, изучения химического состава с помощью метода ВИМС говорят о том,

что азотированный слой состоит из нескольких зон, каждая из которых имеет достаточно сложное строение. Обобщение результатов этих исследований позволило составить схему распределения фазового состава по сечению азотированного слоя (рис. 31).

Первая (поверхностная) зона представляет собой тонкий монофазный слой нитрида титана. Его толщина при увеличении времени азотирования от15 минут до 4 часов возрастает примерно от 4 до В мкм. Слой достаточно плотен, не склонен к отслаиванию. Испытания показали повышенную коррозионную стойкость такого слоя в растворах, моделирующих некоторые физиологические среды, что позволяет расширить возможности применения никелида титана в качестве материала для имплантантов в медицине.

После нитридиой зоны в

ЗонаШ

II

ПОДЗОНЫ

П3№4(илиГ1г№3)+ В2-Ш

Ш.1

И4№ +В2-ПМ

Ш.2 В2-Т1№

Ш.З В19ЧВ2

В19'-ТШ

, 40дшм

ЛОмхм

, 80мкм

ДООмкм

.120 мкм

ЛЗОмкм

, 160 мкм

.180якм

Рис.31. Фазовый состав приповерхностных слоев азотированногоТ|№; Т =4ч.

структуре азотированного слоя наблюдается темнотравящаяся зона 2 , за ко-

Cn,(B2)

Рис.32. Микроструктура азотированного слоя HaTiNi; Т=4 ч.

и т г 3 Т.чаа

Рис. 33. Влияние времени азотирования на концентрацию № вВ2 Фазе зоны II

торой следует зона 3, в которой наблюдается плавный переход к структуре мартенсита В19' исходного сплава (рис. 32 ).

Существенным результатом этих исследований является вывод об образовании достаточно стабильной фазы В2 в азотированном слое (зоны 2 и 3). Ее образование может быть связано как с изменением соотношения Ti|Ni в никелиде титана (рис. 33) вследствие образования нитридных фаз (TiN, TijNijN), так и с наличием незначительного количества азота в виде примеси внедрения. Повышение концентрации Ni в зоне 2 приводит к выделению в ней небольшого количества фаз, обогащенных никелем: TijNi4 и/или Ti:Nij.

5. ДЕФОРМАЦИЯ И РАЗРУШЕНИЕ НА МЕЗОМАСШТАБНОМ УРОВНЕ АЗОТИРОВАННОЙ СТАЛИ

Как отмечалось в 1 главе, наиболее адекватные представления о природе процессов пластической деформации и разрушения и механических свойствах материалов в настоящее время позволяет получить физическая мезоме-ханика структурно неоднородных материалов. Эти представления необходимы, в частности, для оптимизации технологических процессов получения и поверхностного упрочнения материалов, для прогнозирования их работоспособности.

Отметим некоторые основные идеи физической мезомеханики: пластическая деформация - сугубо релаксационный процесс; наряду с иерархией структурных уровней существует иерархия масштабных уровней деформации (микро-, мезо-, макроуровень); в общем случае процесс пластической деформации происходит взаимосогласованно на всех уровнях и связан с потерей сдвиговой устойчивости на соответствующем уровне; пластическая деформация происходит всегда локалтованно, и масштабный уровень пластической деформации определяется масштабным уровнем КН; элементарным актом пластической деформации на мезомасштабном уровне является трансляционно-ротационный вихрь, процесс деформации реализуется путем движения как целого объемных элементов мезоструктуры по схеме "сдвиг + поворот"; разрушение рассматривается как заключительный этап деформации, когда, в результате образования макро КН и потери устойчивости на макроуровне, начинают смещаться друг относительно друга объемы, имеющие размеры, сопоставимые с размерами образца или изделия.

Для-пластической деформации поверхностно упрочненных материалов с позиций мезомеханики характерны две особенности. Во-первых, при формировании поверхностного упрочненного слоя и, во всяком случае, при механическом нагружении поверхностно упрочненных материалов, на границе упрочненный слой - подложка создаются контактные напряжения, имеющие осциллирующий характер. Периодичность пиковых значений этих напряжений определяется в первую очередь соотношением механических свойств слоя и подложки и их геометрических параметров. Места пиковых значений следует рассматривать как КН мезомасштабного уровня. Во-вторых, на упрочненной поверхности затруднено образование и движение дислокаций (увеличены силы изображения), формирование деформационного рельефа, а значит затруднены процессы пластической деформации на микроуровне в приповерхностных объемах деформируемых поверхностно упрочненных материалов.

Вследствие указанных особенностей при механическом нагружении поверхностно упрочненных образцов с самого начала ведущим становится процесс деформации на мезомасштабном уровне. Учитывая эти обстоятельства, а также то, что ионное азотирование сталей позволяет получать различные сочетания свойств и размеров упрочненного слоя и подложки, изучение процессов пластической деформации азотированных образцов представляет интерес не только с точки зрения оценки влияния ионного азотирования на эксплуатационные свойства изделий и прогнозирования их работоспособности, но и для развития положений физической мезомеханики материалов.

Основные исследования по этому вопросу были проведены на образцах из сталей 65X13 и 12ХМФ1, а также на никелиде титана. Толщину и свойства упрочненного слоя регулировали режимом ионного азотирования, свойства сердцевины - составом и предварительной термической обработкой образцов. При статическом нагружении образцов наблюдали за процессами на уп-

г, мм-]

1.0 -

0.0-

40

80

1

рочненных поверхностях и в объеме образца. Для изучения процессов пластической деформации в объеме поверхностно упрочненных образцов, на их двух боковых гранях удаляли упрочненный слой и наблюдали за поверхностью этих граней в процессе растяжения образцов с помощью оптико-телевизионного измерительного комплекса ТОМБС.

Фрагментирование поверхности. Исследования процесса растяжения поверхностно урочненных образцов показали, что релаксация пиковых значений осциллирующих контактных напряжений в упрочненном слое происходит путем образования квазипериодической системы поверхностных микротрещин, ориентированных нормально оси образца. Частота распределения микротрещин соответствует, очевидно, частоте пиковых значений осциллирующих контактных напряжений. С увеличением толщины упрочненного слоя эта частота уменьшается, а с уменьшением разницы в свойствах слоя и сердцевины (создаваемым термической обработкой) - увеличивается (рис. 34). С увеличением деформации процесс фрагментации поверхности эволюционизирует. Эволюция заключается в том, что на упрочненной поверхности появляются новые микротрещины, делящие ранее образовавшиеся фрагменты поверхности на более мелкие. При этом на определенной промежуточной стадии деформации, когда новые

микротрещины делят только часть ранее образовавшихся фрагментов, распределение расстояний между трещинами приобретает бимодальный характер, который исчезает при больших деформациях (рис. 35). Характерно, что практически процесс вторичной фрагментации поверхности происходит в весьма узком интервале деформаций (около 1%).

Фрагментирование в объеме. При достижении напряжения течения неупрочненного материала, практически одновременно с образованием первых микротрещин на упрочнен-

3, мкм

Рис.34. Зависимость межтрещинных расстояний от толщины упрочненного слоя иа отожженной стали 65X13

г, ми

Рис. 35. Распределение величины межтрещинных расстоянии в зависимости от степени деформа-

ных гранях, на гранях с удаленным упрочненным слоем образуются две сопряженных системы полос локализованной деформации (ПЛД), распро-

Рис. Зб.Мезоструктура на поверхности деформированного образца; х: а-100, 6-600, в-1000

страняющихся от поверхностных микротрещин вглубь образца под углом 45° к его оси (рис. 36 ). Взаимно пересекаясь эти полосы формируют в объеме образца мезоструктуру (расстояния между микротрещинами и ПЛД соответствуют мезомасштабному уровню). Внутри полос процессы пластической

УМЛЛЛЛЛХЮЮЛЛМЛ/

Рис. 37. Схемы и фотографии мезоструктур образцов с толщиной упрочненного слоя 20 (а). 45(6) и 110 мкм (в); х25

деформации идут на более низких масштабных уровня.\(рис. 36 в). Степень развития мезополос, то есть степень распространения мезоструктурм в объеме образца, определяется эффективностью поверхностных мезо 1С11, которая в свою очередь зависит от толщины упрочненного слоя. Заметим, ч то эффек-

тшшость мест пиковых значений осциллирующих контактных напряжений как меюКН усиливается образовавшимися в этих местах поверхностными трещинами.

Нлияние толщины упрочненного слоя. В зависимости от глубины распространения мезополос от поверхности вглубь поверхностно упрочненного образца, (определяемой толщиной упрочненного слоя) можно выделить три варианта протекания процесса пластической деформации: распространение ПЛД менее, чем на половину толщины образца (рис. 37 а), больше, чем на половину толщины (рис. 37 б) и на всю толщину образца (рис. 37 в). В первом случае мезоструктура формируется в приповерхностных слоях, а сердцевина ведет себя как в неупрочненном образце. Во втором случае зоны с сформировавшейся мезоструктурой перекрываются, и мезоструктура формируется во всем объеме образца. Характерно, что в этих двух случаях системы поверхностных мпкротрещин на противоположных упрочненных гранях образуются независимо друг от друга. В третьем случае от одного из ме-зо К11 на границе слой - подложка как от базового КН, усиленного образовавшейся в упрочненном слое микротрещиной, в неупрочненный объем распространяется ПЛД. Достигнув противоположной упрочненной грани, она инициирует возникновение на этой грани нового концентратора напряжений путем образования другой микротрещины, от которой в свою очередь в направлении максимальных касательных напряжений следует отраженная ПЛД в сторону противоположной грани, образуя следующий концентратор напряжений в виде микротрещины и так далее.

Одиночные волны пластической деформации. В последнем варианте формирование систем микротрещин на противоположных упрочненных гранях образца происходит последовательно и взаимосвязанно. При этом связь между периодичностью расположения пиковых значений осциллирующих контактных напряжений и периодичностью системы поверхностных мпкротрещин нарушаются (на рис. 34 это наблюдается при толщине упрочненного слоя около 60 мкм). Такой процесс пла-

» ¿за

л?

Рис. Зь. Распространение полосы локализованной деформации при растяжении образца с толщиной упрочненного слоя 110 мкм

стической деформации можно представить как прохождение вдоль образца одиночных волн пластической деформации (рис. 38). Их можно классифицировать как волны макромасштабного уровня деформации, поскольку размеры образующихся при их прохождении фрагментов соизмеримы с размерами образца. Основной вклад в пластическую деформацию в этом случае вносит движение этих фрагментов как целого, то есть с самого начала пластической деформации в этот процесс вовлекается и становится определяющим макро-• масштабный уровень деформации. Этому соответствует максимальная локализация деформации в ПЛД.

В процессе нагружения вплоть до разрушения в образце может реализоваться одна или несколько волн локализованной деформации. Деформация путем прохождения одиночной волны наблюдается, когда материал обладает высокой пластичностью на микроуровне, и может происходить весьма сильная локализация деформации в макрополосах. В этом случае поперечная составляющая деформации образца, обусловленная встречным движением соседних мезообъемов в волне локализованной деформации, вызывает осциллирующее формоизменение образца (рис. 37 в).

Рис. 39. Схемы и фотографии мезоструктур, образующихся при прохождении волн локализованной деформации; а - волны равномерно распределены вдоль оси образца, б- волны сгрупированы; х25

Как правило, в подобных случаях деформация происходит путем прохождения вдоль оси образца нескольких волн. Вызванная этим деформация образца является суммой деформаций, обусловленных прохождением каждой волны. Поэтому, если места максимумов расположены достаточно равномерно вдоль оси образца, поперечная деформация от прохождения каждой волны в значительной мере компенсируется, и ось образца остается практически неизменной (рис. 39 а). Если же максимумы волн группируются, то в результате суммирования поперечных деформаций ось образца заметно искривляется ( рис. 39 б).

Движение мезообъемов по схеме "сдвиг* поворот". После формирования мезоструктуры в результате взаимодействия мезополос локализованной

деформации, дальнейшая пластическая деформация в основном реализуется путем движения элементов этой мезоструктуры (мезообъемов) как целого по схеме "сдвиг плюс поворот". Мезообъемы могут вдавливаться в образец, экс-трудируя материал соседних объемов (рис. 40 а), поворачиваться (рис. 40 б). Смежные мезообъемы могут смещаться в противоположных направлениях. На рис. 40в мезообъемы (трехгранные призмы) обращенные вершинами к верхней упрочненной поверхности смещаются вдоль оси призмы смещаются

^ , Л--— ■ *» *_А.- . Г ' I. ---л.

Рис. 40.Движение мезообъемов как целого; х: а , б - 400, в - 30

в направлении от наблюдателя, а обращенные вершинами к нижней упрочненной поверхности - к наблюдателю. Поскольку основания призм более жестко связаны с внутренним обьемом образца, смещаются преимущественно вершины призм (на рисунке вершины треугольников, обращенные к верхней поверхности - светлые, а к нижней - темные). На рис.41 показано движение двух мезообъемов друг относительно друга, наблюдаемое с помощью картины полей векторов смещений.

При движении мезообъемы взаимодействуют друг с другом, и в них, а также в разделяющих их полосах локализованной деформации создается сложнонапряженное состояние, что вызывает необходимость аккомодационных процессов. Такими процессами могут быть деформация на микроуровне внутри мезообъемов, возникновение деформационных доменов, вторичная фрагментация исходных мезообъемов на более низких масштабных уровнях.

Вторичная фрагментация. На упрочненной поверхности и в приповерхностных мезообъемах релаксация напряжений, создающихся в результате взаимодействия мезообъемов происходит путем образования дополнительных микротрещин на упрочненной поверхности (что обусловливает описанную выше эволюцию распреде-

Рис.41. Мезоструктура ПЛД; х200

ления межтрещинных расстояний с увеличением степени деформации), а в упрочненном объеме - дополнительных полос локализованной деформации, которые делят ранее образовавшиеся мезообъемы на более мелкие фрагменты, геометрически подобные исходным мезообъемам (рис.42).

Внутри крупных (первичных) мезообъемов как аккомодационный процесс может также происходить формирование доменной субструктуры. На рис. 43 приведены картины полей векторов смещений на боковой поверхности с удаленным упрочненным слоем, где локализация пластической деформации привела к образованию мезополосы, ориентированной нормально оси образца, которую можно интерпретировать как "мезошейку". Эта полоса начинается от поверхностной микротрещины, зародившейся на упрочненной поверхности образца. На начальных стадиях деформации эта "мезошейка" разделяет достаточно крупные мезообъемы прямоугольной формы. На рис 43 б приведено распределение продольной компоненты Ехх тензора дисторсии для картины, приведенной на рис. 43 а. Видно, что на этой стадии нагружения пластическая деформация в пределах мезообъемов практически не происходит, а на их границах наблюдается значительные скачки £,\х* ^ увеличением степени деформации, в условиях создающегося сложнонапряженного состояния, в исходных мезообъемах, как результат аккомодационного процесса, образуются прямоугольные деформационные домены более низкого масштабного уровня (рпс.43 в,г).

Модулирование пластической деформации. Неоднородность состава, структуры, свойств, напряженного состояния, наличие КН разного масштабного уровня вызывают неравномерность пластической деформации в объеме деформируемого материала. Необходимость сопряжения участков с различной величиной деформации приводит к появлению осциллирующих напряжений на границах этих участков, что обусловливает образование волнообразной формы гранниц и приграничных слоев, то есть модуляцию деформации (гофрирование). Масштабный уровень (размеры) гофров соответствует масштабному уровню деформации. В литературе обсуждаетя модуляция деформации на микроуровне. Хорошо известно гофрирование на макроуровне, например при прокатке металла. Как отмечалось выше, практически с самого начала пластической деформации поверхностно упрочненных материалов процесс на мезомасштабном уровне является ведущим, что делает поверхностно упрочненные образцы удобным объектом для изучения процессов пла-

Рис. 42 Разделение крупного приповерхностного мезообъема на более мелкие; х260

стической деформации на мезоуровне. вания.

ШШ! нрШ

II ii ршщ

Р»

II;. Ар

, • PH. ,

НАП

■xixaJ

ш

I"

Рис.43. Поля векторов смещений (а,в) и распределение Ехх вдоль

оси образца (б,г); а,б - £=6%; в,г -

8=8%

. Это относится и к явлению гофриро-

На рисунке 40 а представлена гофрированная поверхность, образовавшаяся при растяжении азотированного образца. Поскольку в приповерхностных слоях процесс пластической деформации с самого начала реализуется на мезоуровне, обеспечивающем большую величину деформации, чем процесс на микроуровне в объеме образца, неизбежно происходит гофрирование поверхности, необходимое для сопряжения деформированных поверхностных и внутренних объемов.

Рисунок 37 а иллюстрирует образование двух гармоник пластической деформации разного масштабного уровня при растяжении образца с упрочненным слоем 20 мкм: крупные серые треугольники являются результатом модуляции деформации на более высоком мезомас-штабном уровне, а мелкие светлые треугольники около упрочненной поверхности — следствие модуляции на более низком уровне. Периодичность первой модуляции около 80 мкм, второй- около 40 мкм.

На рисунке 44 приведены фотография поверхности, картина поля векторов смещений на поверхности (где удален упрочненный слой) деформированного образца и картина распределения значений поперечной (относительно оси образца) компоненты этих векторов (б). На последней особенно четко видно наличие двух гармоник пластической деформации с периодами примерно250 и 500 мкм.

Таким образом, достаточно общей закономерностью пластической деформации поверхностно упрочненных материалов по-видимому можно считать образование более чем обной гармоник пластической деформации, за счет чего осуществляется согласование пластической деформации поверхностных слоев и сердцевины. Возможно, эти процессы сопровождаются появлением менее выраженных гармоник пластической деформации других масштабных уровней. В то же время при исследовании деформации поверхностно упрочненных образцов с толщиной упрочненного слоя менее 10 мкм использованными в работе методами наблюдали только одну гармонику.

На рис. 43 а показана граница между двумя мезообъемами, образовавшимися в процессе пластической деформации. При дальнейшей деформации на границе возникают осциллирующие напряжения, вызывающие волнообразное искривление (гофрирование) этой границы. При усилении взаимодействия соседних мезообъемов вследствие увеличения внешней нагрузки, в этих мезообъе-мах происходит формирование доменной структуры, что можно рассматривать как процесс, предшествующий фрагментации. Доменная структура не выявляется металлографически, но хорошо видна на картине полей векторов смещений (рис. 43 в). Характерно, что размеры доменов соответствуют периодичности гофров границы между мезообъемами. Таким образом, есть основания говорить о связи процессов гофрирования и фрагментации.

При достаточно большой толщине упрочненного слоя (и сравнительно небольшой толщине образца) размеры гофров, образующихся при деформа-

Рис.44. Фотография (а), поле векторов смещений (б)и распределение поперечной компоненты векторов смещений (в); толщина слоя - 65мкм,

£ -9,5+0, Г/о; х 100

ции, становятся соизмеримыми с размерами образца, то есть можно говорить о модулировании деформации на макроуровне (рис. 37 в, 39 б).

Принцип масштабной инвариантности. Важнейшей такой закономерностью пластической деформации с позиций физической мезомеханики материалов является принцип масштабной инвариантности процессов деформации на разных масштабных уровнях. Это проявляется при сопоставлении процессов деформации на микроуровне, хорошо описанных в литературе, и на мезбуровне при деформации поверхностно упрочненных материалов.

Для деформации на микроуровне характерны три типа сдвигов, обусловливающих в общем случае трехстадийность процесса и, соответственно, три участка на кривой течения. При деформации поверхностно упрочненных материалов, происходящей на мезоуровне, наблюдается стадийность, аналогичная стадийности процесса на микроуровне. Однако, при этом стадия, соответствующая первой стадии (легкого скольжения) при деформации на микроуровне, связанная с нестесненным поворотом, отсутствует. Это обусловлено неизбежностью образования с самого начала деформации одновременно двух сопряженных систем мезопо-лос локализованной деформации, ориентированных в направлении максимальных касательных напряжений (поскольку направление оси образца жестко зафиксировано). Процесс пластической деформации начинается с образования, распространения и взаимодействия (пересечения) мезополос локализованной деформации, и это соответствует второй стадии процесса деформации на микроуровне, реализующегося путем множественного дислокационного скольжения (стадии линейного упрочнения).

На рисунке 45 приведены кривые течения поверхностно упрочненных образцов квадратного сечения с разным количеством упрочненных граней. Около каждой фан и при нагружении формируется две системы сопряженных мезополос локализованной деформации. Видно, что чем больше количество упрочненных граней, то есть чем больше количество непараллельных

2-1 грань

3-2 грани

4-3 грани

5-4 грани

О 4 8 12 £,%

Рис.45. Кривые течения образцов с разным количеством упрочненных граней

друг другу систем мезополос, тем больше коэффициент линейного упрочнения на этой стадии деформации.

Характерна аналогичность в строении микро- и мезополос локализованной деформации: микрополосы (пачки скольжения) являются совокупностью линий скольжения, и мезополосы тоже имеют сложное строение и состоят из подполос (рис.41 ). В то же время следует отметить, что в отличие от деформации на микроуровне, образование мезополос обусловлено некристаллографическим сдвигом в направлениях максимальных касательных напряжений.

Анализ кривых течения и картин полей векторов смещений на поверхности деформируемых образцов показывает, что деформация поверхностно упрочненных образцов на мезоуровне на третьей стадии (параболического упрочнения) происходит путем движения элементов мезоструктуры по схеме "сдвиг +поворот". Напомним, что этой стадии при деформации на микроуровне соответствует механизм деформации путем движения элементов ячеистой дислокационной структуры, то есть можно говорить о масштабной инвариантности процессов пластической деформации и на этой стадии.

Еще одним проявлением принципа масштабной инвариантности уже в пределах мезомасштабного уровня можно считать наблюдаемое геометрическое подобие элементов первично образующейся мезоструктуры и мезоструктуры, более низкого уровня, формирующейся при увеличении деформации в результате вторичной фрагментации. Это относится и к поверхностным мезообъемам (рис. 42) и к мезообъемам, в которых формируются при дальнейшем нагружении деформационные домены с границами, параллельными границам исходных мезообъемов.

Механические свойства и разрушение. Блокирование движения дислокаций на поверхности и усиление роли процессов на мезоуровне при нагружении поверхностно упрочненных материалов обусловливает увеличения сопротивления деформации поверхностно упрочненных образцов. С увеличением толщины упрочненного слоя этот эффект усиливается, однако, при достаточно большой тощнне слоя (в обсуждаемом эксперименте более 50 мкм) предел прочности уменьшается, что, очевидно, объясняется усилением роли поверхностных третий как КН и соответствующим усилением локализации деформации. Последним, видимо, объясняется и уменьшение пластичности образцов.

Таким образом, уменьшение пластичности поверхностно упрочненных образцов может быть объяснено повышением масштабного уровня деформации с самого начала нагружения. В физической мезомеханике материалов считается, что процесс разрушения начинается с начала пластической деформации: при деформации на каждом уровне происходит образование не-сплошностей соответствующего уровня. Выход на макроуровень сопровождается образованием млкронесплошностей и завершается разрушением.

При погружении поверхностно упрочненных образцов с самого начала появляются несплошмостн мезомасштабного уровня: трещины в поверхностном слое. В результате движения мезообъемов как целого, эти трещины распространяются по мезополосам локализованной деформации. С увеличением деформации и усилением роли макромасштабного уровня одна из таких трещин (там, где происходит максимальная локализация деформации) становится макротрещиной. Это может произойти там, где совмещаются максимумы гармоник модуляции пластической деформации (рис.44 в), то есть при на-гружении поверхностно упрочненных образцов расположения места локализации деформации на макроуровне и последующего разрушения имеет не стохастический характер, а детерминировано в том смысле, что оно связано с периодичностью модуляций пластической деформации, определяемой толщиной упрочненного слоя.

Деформация и разрушение при изнашивании. Одной из основных целей поверхностного упрочнения ( в том числе азотирования) является повышение износостойкости. Процесс изнашивания неразрывно связан с пластической деформацией приповерхностных слоев материала. Поэтому, процессы изнашивания, особенно в случае поверхностно упрочненных материалов, целесообразно рассматривать с учетом представлений физической мезомеханики материалов.

Металлографические исследования показали, что на упрочненных изнашиваемых поверхностях образуются квзипериодические системы микротрещин, аналогичные тем, что образуются при статическом нагружении поверхностно упрочненных материалов. Под упрочненным слоем наблюдали образование заторможенной на микроуровне деформации. Толщина этой зоны находится в пределах десятков микрометров. За ней располагается зона

(слой) локализованной деформации (рис. 46). Характерно, что он состоит из многих подслоев ( аналогично тому, как при деформации на микроуровне пачки скольжения представляют собой совокупность линий скольжения). По этой зоне в процессе изнашивания происходит сдвиг упрочненного слоя и зоны заторможенной деформации относительно основного объема образца. При толщине упрочненного слоя 10 мкм ширина слоя локализованной деформации, определенная металлографически, составляет 30 - 60 мкм, а суммарная величина сдвига верхней части образца относительно нижней 15-30 мкм. Измерения микротвердости показали, что,

Рис.46. Зона заторможенной деформации. хбОО

вс.ю,"1ст иио деформационного упрочнения, микротвердость слоя локализованием'! деформации значительно увеличивается: если микротвердость зоны заторможенной деформации и внутренней части образца составляет450 - 500 МПа. то микро твердость зоны локализованной деформации достигает 700 -750 МПа, что подтверждает сильную локализацию пластической деформации

Рис.47. Первичная (а) и вторичная (б) фрагментация при изнашивании, хбОО

в этом слое.

От поверхностных трещин на изнашиваемой поверхности происходит распространенно .мекчюлос локализованной деформации. На некотором расстоянии от поверхности эти ме-зополосы замыкаются друг на друга. При этом происходит аннигиляция мезоКН и фрагментация приповерхностных слоев (рис. 47 а). В дальнейшем по мезопо-лосам распространяются трещины, и изнашивание может происходить путем выкрашивания образовавшихся мезообъемов. Наблюдали также вторичную фрагментацию: квзипернодическое растрескивание первичных мезообъемов на более мелкие (рис. 47 б). По-видимому, этим можно объяснить известный из литературы бимодальным характер распределения по размерам частиц износа. При то.нципе стоя более 110 мкм процессы пластической деформации и разруше-

Рис.48. Разрушение мфочиенного слоя, ,\()00

ния локализуются в пределах упрочненного слоя (рис. 48). В этом случае механизмы изнашивания и износостойкость определяются свойствами материала слоя.

6. МЕЗОМЕХАНИКА ЧАСТИЧНО КРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ПОЛИЭТИЛЕНА

Частично-кристаллический полиэтилен является типичным структурно неоднородным материалом. В связи с особенностями его структуры можно предполагать, что в нем с самого начала пластической деформации этот процесс реализуется на разных масштабных уровнях, и его пластическую деформацию и механические свойства целесообразно рассматривать с позиций физической мезомеханики структурно неоднородных материалов. В литературе подобный подход к анализу механизмов пластической деформации полимеров не проводился. Следует отметить, что эта проблема представляет интерес как в отношении общности закономерностей физической мезомеханики для материалов различной природы, так и в практическом отношении, поскольку результаты исследований могут быть полезными для обоснования разработки КМ на основе полимеров и их применения.

Исследовали частично - кристаллический полиэтилен низкого давления, содержащий около 50% кристаллической фазы с орторомбической решеткой, имеющих форму сферолитов. Размеры сферолитов - сотни микрометров.

Механизмы пластической деформации и механические свойства исследовали при испытаниях на статическое растяжение и ударную вязкость. Рент-геноструктурный анализ показал, что в процессе пластической деформации происходит увеличение количества кристаллической фазы, появляется текстура (рис. 49). Последнее говорит о том, что в процессе пластической деформации происходят как, деформация и движение отдельных кристаллитов как целого, так и деформационные процессы внутри кристаллитов (поворот и деформация ламелей).

На рис. 50 приведены кривые растяжения образцов с разной скоростью деформирования. Для пластической деформации частично-кристаллических

Рис.49. Влияние степени деформации на количество кристаллической фазы (С) и степень ориентированности кристаллитов (а)

полимеров характерна етадииноеть процесса, внешне аналогичная стадийности пластической деформации металлических материалов.

Первая стадия пластиче-

1-Юмм/мин

2-15мм/мин

3-20мм/мин

4-25мм/мин

5-20мм/мин,облуч.

е,%

Рис.50.Кривые"(3-8" образцов, растянутых с разной скоростью деформации и облученных образцов

ской деформации характеризуется очень слабым деформационным упрочнением. Для металлических материалов эта стадия связывается с движением дислокаций в одной из систем скольжения. На кривой растяжения она отражается в виде площади текучести. В частично кристаллическом полиэтилене на этой стадии процесс пластической деформации происходит путем движения отдельных кристаллических мезообъемов в аморфной матрице. Этот процесс начинается локализованно и по мере увеличения деформации фронтально распространяется по всей рабочей длине образца. Поскольку взаимодействие между отдельными мезо-объемами на этой стадии незначительно, напряжение, соответствующее площадке на кривых течения, невелико, а протяженность площадки достигает больших значении (до 200%). На этой стадии в основном заканчивается

формирование текстуры.

На рис. 52 приведены картины полей векторов смещений на поверхности деформируемого образца. На них хорошо видно перемещение зоны локализованной деформации вдоль оси образца (стрелками показано направление прилагаемой нагрузки, штриховыми линиями обозначена зона локализованной деформации). Отметим, что образование площадки текучести на кривых растяжения ряда металлических материалов качественно

Рис.52. Поля векторов смещений на поверхности деформируемых образцов, а-

8=200+0,5%; б- Е=202+0,5%

Рис.53. Фотографии поверхностей изломов образцов, разрушенных после различной деформации: а-0%, в-200%, г-400%, д-200% (облученный)

имеет подобную природу: фронтальное распространение полосы Людерса -Чернова вдоль образца при постоянном напряжении.

На следующей стадии деформации, которой на кривой растяжения соответствует участок линейного упрочнения, движение мезообъемов кристаллической фазы по мере увеличения деформации затрудняется вследствие усиливающегося их взаимодействия, упрочнения аморфной матрицы, уменьшения ее количества. Характерно, что формирование текстуры, то есть кристаллографическая ориентация отдельных мезообъемов в результате их поворотов и деформационные процессы внутри мезообъемов, в основном заканчивается на первой стадии растяжения, тогда как рост количества кристаллической фазы происходит в основном на второй стадии, для которой характерен рост напряжений в процессе деформации.

В результате усиливающегося взаимодействия между мезообъемами по их границам, ориентированным вследствие наличия текстуры преимущественно вдоль оси образца, возникают поля сильно локализованных внутренних напряжений. Как следствие, образуется система ориентированных концентраторов напряжений мезоскопического уровня. При разрушении образцов, охлажденных на этой стадии деформации в жидком азоте, на поверхности изломов выявляются трещины, ориентированные вдоль оси образца, то есть в соответствии с локализацией внутренних напряжений (рис. 53). Таким образом, можно говорить о формировании в процессе пластической деформации доменной мезоструктуры, которая на стадиях предразрушения и окончательного разрушения трансформируется в фрагментированную, что выявляется при разрушении охлажденных деформированных образцов.

Характер влияния скорости деформации на вид кривых течения, свидетельствующий о большом времени релаксации напряжений, также говорит о сложности характера структурных изменений в деформируемом полиэтилене. Поскольку области применения полиэтилена расширяются (включая атомную энергетику, космическую технику и т. д.), существенный интерес представляет изучение природы влияния различных видов облучения на механизмы пластической деформации на мезоуровне.

Исследовали влияние облучения электронами с энергией 1,0 - 2,5 МэВ при дозах облучения 5-40 МРад на поведение полиэтилена при статических и динамических нагрузках и на его механические свойства.

На рис. 50 (кривая 5) представлены результаты испытаний на растяжение облученных образцов (доза облучения 30 МРад). Видно, что в результате облучения прочностные характеристики полиэтилена возрастают, протяженность площадки текучести уменьшается. Динамические испытания образцов, охлажденных в жидком азоте, показали, что с увеличением дозы облучения ударная вязкость повышается от 0,5 до 1,8 Дж/см2.

Исследования, основанные на анализе спектров ЭПР необлученных и облученных образцов, показали, что в результате облучения в полиэтилене увеличивается количество свободных радикалов, что приводит к возрастанию количества дополнительных поперечных межмолекулярных связей (сшивок). Это упрочняет аморфную матрицу, затрудняет движение'отдельных мезообъемов как целого, способствует образованию более-мелких деформационных доменов (рис. 53 г), в результате чего и возрастают прочностные характеристики.

Приведенные результаты исследований показывают, что в частично-кристаллическом полиэтилене пластическая деформация с самого начала происходит на разных масштабных (и структурных) уровнях: макромолекулы, ламели, сферолиты. В процессе пластической деформации увеличивается количество кристаллической фазы, формируется текстура. Наблюдается ряд аналогий в процессах пластической деформации на мезомасштабном уровне частично-кристаллического полиэтилена и металлических материалов: ха-

рактер стадийности, фронтальное распространение по образцу шейки у полимеров и полос Людерса - Чернова у металлов, формирование доменной структуры. Природа повышения прочностных характеристик полиэтилена в результате облучения может быть объяснена с позиций физической мезоме-ханики затруднением смещений и поворотов кристаллических мезообъемов и формированием более мелкой мезоструктуры.

Таким образом, показано, что принципы физической мезомеханики структурно неоднородных материалов применимы для объяснения поведения при механическом нагружении полимерных материалов.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬАТЫ ВЫВОДЫ

1. Обобщены результаты исследований влияния состава и технологических параметров получения на структуру и свойства безвольфрамовых твердых сплавов с никельтитановой связкой. Показано, что традиционные способы ПМ не обеспечивают высокого уровня механических свойств этих материалов из-за проявления эффектов сверхэластичности и памяти формы Т1Ы1 при прессовании и спекании, а также из-за деградации свойств в результате взаимодействия Т1С и Т1№ в процессе спекания. На основании исследований предложен ряд вариантов изготовления изделий из укезанных материалов, в том числе, включающий применние взрывного прессования. Последний обеспечивает оптимальные фазовый состав и структуру и тем позволяет реализовать поставленную задчу повышения эксплуатационных свойств материала за счет применения сдвигонеустойчивого материала (Т'М) в качестве связующей фазы.

2. Исследовано влияние состава и предварительной обработки полученных методом плазмохимического синтеза УДП на основе диоксида циркония и условий прессования и спекания на фазовый состав, структуру и свойства циркониевой керамики. Из исследованных вариантов формования лучшие результаты обеспечивает гидростатическое прессование. Благодаря аномально высокой электропроводности Zr02 при повышенных температурах, возможно спекание композиций, содержащих не менее 80% Zr02 в аммиачной плазме тлеющего разряда. При этом реализуется ряд механизмов активации спекания, включая бомбардировку укоренными заряженными частицами, прохождение электрического тока, превращение кубической фазы в тетрагональную, образование оксинитридныъх фаз. Показано, что важную роль в активации спекания играет водород, образующийся при диссоциации аммиака. Сочетание оптимальных режимов подготовки исходных УДП, гидростатического прессования и спекания в тлеющем разряде позволяет получать спеченную керамику на основе диоксида циркония с мелкозернистой структурой, практически нулевой пористостью и благоприятным сочетанием твердости, прочности и вязкости разрушения.

3. Комплекс исследований по ионному азотированию, в частности, данные по влиянию катодного распыления и впервые обнаруженному явле-

нию азотирования анода, позволили уточнить представления об ионном азотировании. Впервые исследованы условия реализации полого катода при азотировании в аммиачной плазме (электрические параметры разряда, геометрические характеристики катода). Использование эффекта полого катода в технологии ионного азотирования позволяет существенно ускорить процесс формирования азотированного слоя на поверхностях, образующих полый катод. В то же время резко уменьшается скорость азотирования поверхностей, не образующих полость. Применение эффекта полого катода повышает эффективность и экономичность ионного азотирования. Показано, что возможно и в определенных случаях целесообразно ионное азотирование нетермо-обработанных сталей. На чистоту поверхности и изменение размеров азотируемых изделий ионное азотирование существенного влияния не оказывает.

При ионном азотировании никелида титана формируется многослойная поверхностная зона, имеющая сложную структуру. Это связано с образованием нитридных фаз, вызывающим изменение соотношения "П|№ в материале, а также растворением в поверхностном слое азога, что вызывает изменение стабильности фаз В2 и В19.

4. Результаты изучения процессов пластической деформации, разрушения и изнашивания поверхностно упрочненных материалов свидетельствуют о следующем:

- с самого начала нагружения идут в явном виде и играют важную роль процессы мезомасштабного уровня (квазипериодическое растрескивание упрочненной поверхности, образование и распространение мезоПЛД, формирование мезоструктуры, образование деформационных доменов, вторичная фрагментация);

- важным аккомодационным процессом, происходящим на разных масштабных уровнях, является модуляция пластической деформации в приграничных между отдельными объемами зонах, вызываемая различием их свойств;

- металлографические исследования и анализ кривых течения подтверждает действие принципа подобия процессов деформации как на разных масштабных уровнях, так и в пределах мезоуровня;

- процесс разрушения прослеживается с самого начала нагружения: возникновение осциллирующих контактных напряжений на границе упрочненного слоя и подложки, образование поверхностных трещин и мезоПЛД, распространение поверхностных трещин по этим полосам, выход на макроуровень, завершающийся окончательным разрушением;

- при изнашивании поверхностно упрочненных материалов в приповерхностных слоях происходят процессы пластической деформации на мезоуровне (образование поверхностных трещин, мезоПЛД, фрагментация), во многом сходные с процессами при статическом нагружении и предопределяющие процесс изнашивания:

- представления физической мезомеханики структурно неоднородных материалов имеют достаточно общий характер и применимы для разных классов материалов и различных условий нагружения.

5. Результаты исследований использованы:

- при проектировании участка и разработке промышленной технологии ионного азотирования пресс-инструмента для фармацевтической промышленности в условиях ТХФЗ. повышающей его стойкость в 3-7 раз в зависимости от состава прессуемых масс;

- при разработке технологии изготовления методами ПМ ряда изделий: деталей распылительных устройств для предприятий стройиндустрии, сопел дробеструйных машин, фильер для протягивания проволоки и формования сердечников карандашей;

- для подтверждения и иллюстрации ряда положений физической мезомеханики структурно неоднородных материалов, развиваемой Томской школой ученых в области материаловедения и физики прочности;

- в учебном процессе при подготовке курсов " Металловедение, "Композиционные материалы", " Механические свойства и испытания материалов".

СПИСОК ОСНОВНЫХ ОПУБЛИКОВАННЫХ РАБОТ ПО МАТЕРИАЛАМ ДИССЕРТАЦИИ

1. Панин В. Е., Слосман А. И. Порошковая металлургия.-М.: Знание, 1985.46 с.

2. Лемешев Н. М., Слосман А. И/ Пути повышения стойкости пресс-инструмента в фармацевтической промышленности ВНИИСЭНТИ.-М., 1990,- 45 с.

3. Лозинский Ю. М., Слосман А. И., Яицкий В. И. Повышение стойкости инструмента при полугорячей штамповке сменных головок торцевых ключей //Кузнечно-штамповочное производство.-1975.- №1,- С.32-36.

4. A.c. 633442 СССР, МКИ 2 В 23 К 35/36. Шихта порошковой проволоки/А. И. Слосман.-№ 2501318/25-27; Заявл. 29.03.77; Опубл. 21.07.78.

5.Крейндель 10. Е., Пономарев В. П., Пономарева Л. С., Слосман А. И. О влиянии стадии катодного распыления на ионное азотирование// Электронная обработка материалов.-1981.- №6.- С.38-40.

6. Крейндель 10. Е., Пономарев В. П., Пономарева Л. С., Слосман А. И. Некоторые особенности азотирования анода и катода в тлеющем разряде // Тез. докл. IV Всесоюзной конференции по химико-термической обработке металлов и сплавов, Минск, 1981.- С.151-152.

7. Слосман А. И., Протопопов А. В., Постильняк Е. И. Изготовление твердых сплавов с демпфирующей связкой методом пропитки //Пластическая деформация сплавов и порошковых материалов, Томск, 1982,-С. 213-214.

8. Костюков Н. А., Панин В. Е., Слосман А. И., Овечкин Б. Б. Взрывное прессование карбида титана с демпфирующей связкой //Пластическая деформация сплавов и порошковых материалов, Томск, 1982.-С.214-215.

9. Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Амирханов Р. И. Изготовление колец из твердых сплавов с демпфирующей связкой методом взрывного прессова-ния//Порошковая металлургия и покрытия: Сб. тр. ТФ СО АН СССР, Томск, 1984,-С. 3-6.

Ю.Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Ласточкин П. В. Особенности структурооб-разования безвольфрамовых твердых сплавов с никельтитановой связкой // Теория и практика порошковой металлургии: Тез. док. Всесоюзного науч.-техн. семинара, Челябинск, 1984.- С.25.

1 ККрейндель Ю. Е., Пономарев В. П., Пономарева Л. С., Слосман А. И. Об азотировании анода в тлеющем разряде// Электронная обработка материалов, 1984.-Кч4.- С.32-34.

12. Слосман А. И., Кульков С. Н., Овечкин Б. Б., Можеева Е. В. Формирование структуры твердого сплава с никельтитановой связкой// Применение порошковых композиционных материалов в машиностроении, Пермь, 1985.- С.136-137.

13. Панин В. Е., Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Бондарь М. П., Костюков Н. А. Взрывное прессование композиции TiC-TiNi// Порошковая металлургия, 1985.-№7.- С.27-31.

14. Слосман А. И., Мидуков В. 3., Кочепасов И. И. Порошковая металлургия в машиностроении: Сб. трудов Всесоюзной науч.-техн. конф., Новосибирск, 1985.-С. 41-44.

15. Panin V.E., Ovechkin В.В., Slosman АЛ. Effect of explosive compaction upon the properties of TiC - TiNi composition// Proceedings of the nint international conference, Novosibirsk, August 18-22.- Novosibirsk,1986,- P. 41-46.

16. Панин В. E., Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Кириллов В. А., Бондарь М. П., Костюков Н. А. Динамическое прессование никелида титана// Изв. ву-зов.Физика.-1987.-Л»9.-С.35-39.

17. Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Белоусова Г. И. Секторная прокатка порошковых композиций, содержащих никелид титана.//Тез. докл. Всесоюзной конф. по порошковой металлургии, Новочеркасск, 1988.- С.19.

18. Лемешев Н. М., Слосман А. И., Гармс В. М. Ионное азотирование малолегированных сталей// Сб. трудов ИФПМ СО АН СССР, 1989,- С.204-206.

19. Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Кульков С. Н., Калиниченко С. А. Микроструктура спеченной композиции TiC-TiNi//H3e. вузов.Черная металлургия.- 1989.- №4.-С.83-86.

20. Слосман А. И., Лемешев Н. М., Эскина Т. Н. Ионное азотирование пресс-инструмента для фармацевтической промышленности //Пути повышения качества it надежности инструмента:Тез. докл. 3 зональной науч.-техн. конф., Барнаул, 1981>.-С.57.

21.Слосман Л. И., Лемешев Н. М- Ионное азотирование пресс-инетрумента//Тез. докл. VI Всесоюзного совещания по электронной обработке материалов, Кишинев, 1990.- С.65.

22. Слосман А. И., Овечкин Б. Б. Изготовление спеченных катодов из силицидов титана//Порошковые материалы и покрытия.-Барнаул, 1990.- 65 с.

23. Panin V.E., Slosman A. I.,Ovechkin В.В., Bondar М.Р., Kostyukov N.A. Structure and Properties of TiC-TiNi sintered composite obtained under shoch-waved effect//Explomet'90, San Diego, California, U.S.A., 1990.- P.291-293.

24. Слосман А. И., Лемешев H. M. Ионное азотирование стали X12Ф1 //МИТОМ,-1990, № 12,- С.15-17.

25. Крейндель Ю. Е., Лемешев H. М., Слосман А. И. Эффект полого катода при азотировании в тлеющем разряде. Электронная обработка материалов,

1990, №6.- С.53-56.

26. Панин В. Е., Слосман А. И., Овечкин Б. Б. Влияние температуры прессования на свойства спеченного никелида титана и композиций на его осно-ве//Применение методов порошковой металлургии для изготовления деталей машин и инструмента: Тез. докл. Всесоюзной конф., Ереван, 1990.- С. 18-19.

27. Лемешев H. М., Слосман А. И. Поверхностное упрочнение пресс-и нету мента в тлеющем разряде //Модификация свойств конструкционных материалов пучками заряженных частиц: Тез. докл. Всесоюзной конф., Свердловск, 1991.- С. 102-104.

28.Слосман А. И., Лемешев H. М., Эскина Т. Н. Повышение стойкости матриц для таблетирования путем ионного азотирования //Химфармжурнал.-

1991.-№10.-С. 75-77.

29. Строкатов Р.Д., Дубовик Н. А., Слосман А. И., Мадаминов З.Р. Ионное азотирование высокоазотистой аустенитной стали Х17АГ18Ф//Тез. докл. 2 Международной конфер. по высокоазотистым сталям, Киев, 1992,- Ч.1.-С.88-89.

30. Панин В. Е., Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Кульков С. Н. Влияние температуры прессования на уплотняемость никелида титана //Порошковая металлургия,-1993,- №3.- С.19-22.

31. Панин В. Е-, Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Матренин С. В. Высокопрочная оксидная керамика конструкционного и инструментального назначения //Исследования в области порошковой металлургии: Тез. докл. науч.-техн. конф., Пермь, 1993.-С.76-78.

32. Панин В. Е., Слосман А. И., Матренин С. В. Керамика из ультрадисперсных порошков на основе диоксида циркония //Керамика в народном хозяйстве: Тез. докл. Всероссийской науч.-техн. конф., Суздаль.-М., 1993.-С.17-18.

33. Кульков С. Н., Нестереико В. Ф., Мельников А. Г., Слосман А. И. Фазовые превращения в диоксиде циркония, подвергнутом ударноволновому

воздействию// Новые материалы и технологии: Тез. докл. Российской на-уч.-техн. конф., Москва, 1993.-С. 17

34. Матренин С. В., Овечкин Б. Б., Слосман А. И., Глухов Е. Б. Структура и свойства циркониевой керамики из ультрадисперсных порошков //Новые порошковые материалы: Сб., Барнаул, 1993.-С.135-140.

35. Слосман А. И., Соколов В. М., Хасанов О. А. Двилис Э. С., Дедов Н. В. Ультразвуковое, диспергирование высокодисперсных порошков //Получение, свЪйства и применение энергонасыщенных УД i Г Me и их соединений: Тез. докл. Российской конф. 3-5 ноября РАН-Томск, 1993.-114с.

36. Апаров Н. А., Апарова JI. С., Слосман А. И., Матренин С. В. Влияние предварительной обработки на технологические свойства плазмохимиче-ских оксидных порошков //Огнеупоры, 1994, №2.-С.4-7.

37. Зенин Б. С., Безбородое В. П., Слосман А. И. Применение плазменных процессов для получения заданной структуры покрытий //Новые материалы и технологии: Тез. докл. Российской науч.-техн. конф., Москва, 1994,-С.118.

38. Слосман А. И., Матренин С. В. Электроразрядное спекание керамики на основе диоксида циркония //Огнеупоры, 1994, №9.- С.24-27.

39. Хасанов О. JI., Похолков Ю. П., Соколов В. М., Двилис Э. С., Слосман А. И., Матренин С. В. Ультразвуковое компактирование циркониевой керамики из ультрадисперсных порошков //Стекло и керамика, 1995, №7,-С.15-18.

40. Панин В. Е., Слосман А. И., Колесова Н. А., Гладун А. Н. Мезомеханика изнашивания поверхностно упрочненных материалов// Тез. докл. Международного конгесса "Защита-95", Москва, 20-24 ноября 1995 г.- С.142.

41. Панин В. Е., Слосман А. И., Матренин С. В. Влияние водорода на активацию спекания циркониевой керамики в тлеющем разряде//Водородная обработка материалов: Тез. докл. I Международной конф., Донецк, 1995,-С.61.

42.Han Wei, Siosman A.I. Ionitridmg of Stainless Chromium Steel.Acta Scientiarum Naturalium Universitatis Gilinsis,1995, №9.-P.51-55.

43. Панин В. E., Слосман А. И., Колесова Н. А. Полосовые мезоструктуры при деформации поверхностно упрочненных поликристаллов //Физика прочности и пластичности материалов: Тез. докл. IV Международной конф., Самара, 1995.- С.21-22.

44.Панин В. Е., Слосман А. И., Матренин С. В. Структура и механические свойства циркониевой керамики, полученной электроразрядным спекани-ем//Физика прочности и пластичности материалов: Тез. докл. IV Международной конф., Самара, 1995,- С.397-398.

45. Panin V.E., Siosman АЛ., Gladun A.N., Han Wei. The development of resistance increase wear of mould tools by surface hardening/Third Russian -Chinese Symposium. Kaluga, October 9-12,1995,- P.226.

46. Панин В. Е., Слосман А. И., Колесова Н. А., Хан Вэй . Деформация н прогнозирование материалов с поверхностным упрочнением //Компьютерное конструирование перспективных материалов и технологий: Тез. докл. IV Международной конф., Томск, 1995.- С.1 24-125.

47.Итин В. И.Клопотов А.А., Егорычев К. Н., Слосман А. И., Гончаренко Н. М., Гюнтер В. Э Модификация поверхностных слоев никелида титана при ионном азотировании//Материалы Международной конф. Россия, Новосибирск, 24-26 ноября 1995.-С.234.

48.Панин В. Е., Слосман А. И., Матренин С. В. Активированное спекание диоксида циркония//Изв.вузов,- Физика.-1996.-№3.- С. 32-36.

49.Panin V.E., Slosman АЛ., Han Wei, Ten Fen-en. Fragmentation of semicristalline Polyethylene under Plastic Deformation at mesolevel. Abstract International Conference "Mesofracture-96", Tomsk, 1996. P.78.

50.Panin V.E., Slosman A.I., Kolesova N.A. Fracture of Surface Hardened Materials. Abstract International Conference "Mesofracture-96", Tomsk, 1996.-P. 132.

51.Панин В. E., Слосман А. И., Колесова Н. А. Закономерности пластической деформации и разрушения на мезоуровне поверхностно упрочненных образцов при статическом растяжении // ФММ.-1996.- Т.82, вып.2,- С. 129136.

-52. Пат. 2062304 РФ, МКИ 6 С 23 С 8/36, В 23 Р 15/28. Режущий инструмент / Панин В. Е., Колобов Ю. Р., Слосман А. И., Кашин О. А., Веселов Ю. Г. ; Заявл.8.12.93; Опубл. 20.06.96, Бюл. №17.

53.Панин В. Е., Слосман А. И., Колесова Н. А., Гладун А.Н. Мезомеханика процесса износа поверхностно упрочненных материалов //Тез. докл. II Международного конгресса по трибофатике, Москва, 15-16 октября 1996г.

54.Панин В. Е., Хан Вэй, Слосман А. И., Тэн Фэнь Энь, Ван Юй Нин. Мезо-зомеханика пластической деформации частично кристаллического полиэтилена / / Изв. вузов.-Физика. - 1997.- JVbl .-С.48-53.

55.Панин В. Е., Слосман А. И., Колесова Н. А. О механизмах фрагментации на мезоуровне при пластической деформации поверхностно упрочненной хромистой стали. - ФММ,1997, Т.84, вып. 2, С.130-135.

56.Панин В. Е., Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Молчунова И. Ю. Влияние ионного азотирования на пластичность и механизмы пластической деформации теплотехнической стали //Труды международной научно-технической конференции/ Новосибирск, 1997.-Т.4, - С. 3-6.

57.Panin V. Е., Slosman A. I. arid Kolesova N. A. Fragmentation mechanisms at the mesoscale level of surface hardened stainless steel under plastic deformation.// Abstracts of International Conference "Computer-Aided Design of Advanced Materials and Technologies", August 4-6, 1997, Baikal Lake, Russia, P. 157-158.

58.Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Молчунова И. Ю., Глухов Е. Б. Поверхностное упрочнение стали 12Х1МФ в плазме тлеющего разряда. Всероссий-

екая научно-техническая конференция // "Современная электротехнология в машиностроении", Тула 3-4 Июня, 1997,- С. 249-252.

59.Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Абрамовская Н. Л., Мячин Ю. В. Пластическая деформация поверхностно упрочненной теплотехнической стали // Материалы региональной научно-технической конференции /Тюмень 1921 ноября, 1997.-С.45-46.

60.Панин В. Е., Слосман А. И., Матренин С. В. А.с. №94039467/03 "Способ спекания циркониевой керамики в тлеющем разряде". Положительное решение ВНИИГПЭ от 25.03.1997.

61.Панин В. Е., Слосман А. И., Колесова Н. А., Овечкин Б. Б., Молчунова И. Ю. Влияние толщины упрочненного слоя на формирование мезоструктур при растяжении поверхностно упрочненных образцов // Изв. вузов. Физика, 1998 .-№6.- С.63-69.

62.Панин В. Е., Хан Вэй, Слосман А. И., Тэн Фэн-энь, Ван Юймин Влияние электронного облучения на структуру и свойства частично-кристаллического полиэтилена // Радиационная физика твердого тела: Труды VIII Межнационального совещания, Севастополь, 29-4 июля 1998. -С.574-578.

63.Панин В. Е., Слосман А. И., Колесова Н. А. Влияние ионного азотирования на механизмы пластической деформации на мезомасштабном уровне нержавеющей хромистой стали У/ Радиационная физика твердого те-ла:Труды VIII Межнационального совещания, Севастополь, 29-4 июля 1998.-С. 604-609.

64.Слосман А. И., Лемешев Н. А., Овечкин Б. Б., Чирухина Л. А. Повышение стойкости пресс - инструмента в фармацевтической промышленности методом ионного азотирования с использованием эффекта полого катода // Новые химические технологии. Сб. материалов Всеросс. научно-техн. конф.- Пенза,- 1998.- С. 47-49.

65.SIosman A. I., Ovechkin В. В., Kolesova N. A. Influence of hardened layer thickness on plastic deformation mechanisms at the mesoscale level of surface hardened meteríais // International conference: Physical mesomechanics and computer aided design of advanced materials and technologies — MESOMECHANICS'98, June 1-4,- 1998,-TeI Aviv, Israel, 1998.- P. 136.

66. E. Panin, A. 1. Slosman, N. A. Kolesova, В. B. Ovechkin. Corrugation caused by stretching surface-strengthened materials // The second Russian-Korean International symposium on science and technology. August, 30 - sept., 5 at Tomsk polytechnic university.-Tomsk, Russia,1998.- P.183.

67. Wei Han, Haobin Luo, Feng-en Teng, Yuming Wang, Panin V.E.,Slosman A.I. Plastic deformation and fracture of partially crystalline polyrthylene at the mesoscopic level.// Journal of materials science letters №18, 1999.-P.545-548.

65.Grishkov V.N., Lotkov A.I., Slosman A.I., Timkin V.N. The influence of defonnation on microstructure of nitrided equiatomic TiNi //Advanced materials

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬАТЫ ВЫВОДЫ

1. Обобщены результаты исследований влияния состава и технологических параметров получения на структуру и свойства безвольфрамовых твердых сплавов с никельтитановой связкой. Показано, что традиционные способы ПМ не обеспечивают высокого уровня механических свойств этих материалов из-за проявления эффектов сверхэластичности и памяти формы TiNi при прессовании и спекании, а также из-за деградации свойств в результате взаимодействия TiC и TiNi в процессе спекания. На основании исследований предложен ряд вариантов изготовления изделий из укезанных материалов, в том числе, включающий применние взрывного прессования. Последний обеспечивает оптимальные фазовый состав и структуру и тем позволяет реализовать поставленную задчу повышения эксплуатационных свойств материала за счет применения сдвигонеустойчивого материала (TiNi) в качестве связующей фазы.

2. Исследовано влияние состава и предварительной обработки полученных методом плазмохимического синтеза УДП на основе диоксида циркония и условий прессования и спекания на фазовый состав, структуру и свойства циркониевой керамики. Из исследованных вариантов формования лучшие результаты обеспечивает гидростатическое прессование. Благодаря аномально высокой электропроводности ZrO> при повышенных температурах, возможно спекание композиций, содержащих не менее 80% ZrCb в аммиачной плазме тлеющего разряда. При этом реализуется ряд механизмов активации спекания, включая бомбардировку укоренными заряженными частицами, прохождение электрического тока, превращение кубической фазы в тетрагональную, образование оксинитридныъх фаз. Показано, что важную роль в активации спекания играет водород, образующийся при диссоциации аммиака. Сочетание оптимальных режимов подготовки исходных УДП, гидростатического прессования и спекания в тлеющем разряде позволяет получать спеченную керамику на основе диоксида циркония с мелкозернистой структурой, практически нулевой пористостью и благоприятным сочетанием твердости, прочности и вязкости разрушения.

3. Комплекс исследований по ионному азотированию, в частности, данные по влиянию катодного распыления и впервые обнаруженному явлению азотирования анода, позволили уточнить представления об ионном азотировании. Впервые исследованы условия реализации полого катода при азотировании в аммиачной плазме (электрические параметры разряда, геометрические характеристики катода). Использование эффекта полого катода в технологии ионного азотирования позволяет существенно ускорить процесс формирования азотированного слоя на поверхностях, образующих полый катод. В то же время резко уменьшается скорость азотирования поверхностей, не образующих полость. Применение эффекта полого катода повышает эффективность и экономичность ионного азотирования. Показано, что возможно и в определенных случаях целесообразно ионное азотирование нетермо-обработанных сталей. На чистоту поверхности и изменение размеров азотируемых изделий ионное азотирование существенного влияния не оказывает.

При ионном азотировании никелида титана формируется многослойная поверхностная зона, имеющая сложную структуру. Это связано с образованием нитридных фаз, вызывающим изменение соотношения Ti|Ni в материале, а также растворением в поверхностном слое азота, что вызывает изменение стабильности фаз В2 и В19.

4. Результаты изучения процессов пластической деформации, разрушения и изнашивания поверхностно упрочненных материалов свидетельствуют о следующем:

- с самого начала нагружения идут в явном виде и играют важную роль процессы мезомасштабного уровня (квазипериодическое растрескивание упрочненной поверхности, образование и распространение мезоПЛД, формирование мезоструктуры, образование деформационных доменов, вторичная фрагментация);

- важным аккомодационным процессом, происходящим на разных масштабных уровнях, является модуляция пластической деформации в приграничных между отдельными объемами зонах, вызываемая различием их свойств;

- металлографические исследования и анализ кривых течения подтверждает действие принципа подобия процессов деформации как на разных масштабных уровнях, так и в пределах мезоуровня;

- процесс разрушения прослеживается с самого начала нагружения: возникновение осциллирующих контактных напряжений на границе упрочненного слоя и подложки, образование поверхностных трещин и мезоПЛД, распространение поверхностных трещин по этим полосам, выход на макроуровень, завершающийся окончательным разрушением;

- при изнашивании поверхностно упрочненных материалов в приповерхностных слоях происходят процессы пластической деформации на мезоуровне (образование поверхностных трещин, мезоПЛД, фрагментация), во многом сходные с процессами при статическом нагружении и Предопределяющие процесс изнашивания:

- представления физической мезомеханики структурно неоднородных материалов имеют достаточно общий характер и применимы для разных классов материалов и различных условий нагружении.

5. Результаты исследований использованы:

- при проектировании участка и разработке промышленной технологии ионного азотирования пресс-инструмента для фармацевтической промышленности в условиях ТХФЗ. повышающей его стойкость в 3-7 раз в зависимости от состава прессуемых масс;

- при разработке технологии изготовления методами ПМ ряда изделий: деталей распылительных устройств для предприятий стройиндустрии, сопел дробеструйных машин, фильер для протягивания проволоки и формования сердечников карандашей;

- для подтверждения и иллюстрации ряда положений физической мезомеханики структурно неоднородных материалов, развиваемой Томской школой ученых в области материаловедения и физики прочности;

- в учебном процессе при подготовке курсов " Металловедение, "Композиционные материалы", " Механические свойства и испытания материалов".

СПИСОК ОСНОВНЫХ ОПУБЛИКОВАННЫХ РАБОТ ПО МАТЕРИАЛАМ ДИССЕРТАЦИИ

1. Панин В. Е., Слосман А. И. Порошковая металлургия.-М.: Знание, 1985.46 с.

2. Лемешев Н. М., Слосман А. И. Пути повышения стойкости пресс-инструмента в фармацевтической промышленности ВНИИСЭНТИ.-М., 1990,- 45 с.

3. Лозинский Ю. М., Слосман А. И., Лицкий В. И. Повышение стойкости инструмента при полугорячей штамповке сменных головок торцевых ключей //Кузнечно-штамповочное производство.-1975.- №1,- С.32-36.

4. А.с. 633442 СССР, МКИ 2 В 23 К 35/36. Шихта порошковой проволоки/А. И. Слосман.-№ 2501318/25-27; Заявл. 29.03.77; Опубл. 21.07.78.

5.Крейндель Ю. Е., Пономарев В. П., Пономарева Л. С., Слосман А. И. О влиянии стадии катодного распыления на ионное азотирование// Электронная обработка материалов.-1981.- №6,- С.38-40.

6. Крейндель Ю. Е., Пономарев В. П., Пономарева Л. С., Слосман А. И. Некоторые особенности азотирования анода и катода в тлеющем разряде И Тез. докл. IV Всесоюзной конференции по химико- термической обработке металлов и сплавов, Минск, 1981.- С. 151 -152.

7. Слосман А. И., Протопопов А. В., Постильняк Е. И. Изготовление твердых сплавов с демпфирующей связкой методом пропитки //Пластическая деформация сплавов и порошковых материалов, Томск, 1982,- С. 213-214.

8. Костюков Н. А., Панин В. Е., Слосман А. И., Овечкин Б. Б. Взрывное прессование карбида титана с демпфирующей связкой //Пластическая деформация сплавов и порошковых материалов, Томск, 1982.- С.214-215.

9. Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Амирханов Р. И. Изготовление колец из твердых сплавов с демпфирующей связкой методом взрывного прессова-ния//11орошковая металлургия и покрытия: Сб. тр. ТФ СО АН СССР, Томск, 1984 -С. 3-6.

Ю.Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Ласточкин П. В. Особенности структурооб-разования безвольфрамовых твердых сплавов с никельтитановой связкой // Теория й практика порошковой металлургии; Тез. док. Всесоюзного науч.-техн. семинара, Челябинск, 1984.-С.25.

11.Крейндель Ю. Е., Пономарев В. П., Пономарева Л. С., Слосман А. И. Об азотировании анода в тлеющем разряде// Электронная обработка материалов, 1984.-№4,- С.32-34.

12. Слосман А. И., Кульков С. Н., Овечкин Б. Б., Можеева Е. В. Формирование структуры твердого сплава с никельтитановой связкой// Применение порошковых композиционных материалов в машиностроении, Пермь, 1985.- С.136 137.

13. Панин В. Е., Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Бондарь М. П., Костюков Н. А. Взрывное прессование композиции TiC-TiNi// Порошковая металлургия, 1985.-№7.- С.27-31.

14. Слосман А. И., Мидуков В. 3-, Кочепасов И. И. Порошковая металлургия в машиностроении: Сб. трудов Всесоюзной науч.-техн. конф., Новосибирск, 1985.-С. 41-44.

15. Panin V.E., Ovechkin В.В., Slosman A.I, Effect of explosive compaction upon the properties of TiC - TiNi composition// Proceedings of the nint international conference, Novosibirsk, August 18-22.- Novosibirsk, 1986.- P. 41-46.

16. Панин В. E., Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Кириллов В. А., Бондарь М. П., Костюков Н. А. Динамическое прессование никелида титана// Изв. ву-зов.Физика.-1987.-№9.- С:35-39.

17. Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Белоусова Г. И. Секторная прокатка порошковых композиций, содержащих никелид титана.//Тез. докл. Всесоюзной конф. по порошковой металлургии, Новочеркасск, 1988.- С.19.

18. Лемешев Н. М., Слосман А. И., Гармс В. М. Ионное азотирование малолегированных сталей// Сб. трудов ИФПМ СО АН СССР, 1989.- С.204-206!

19. Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Кульков С. Н., Калиниченко С. А. Микроструктура спеченной композиции TiC-TiNiZ/Изв. вузов.Черная металлургия.- 1989.- №4.-С.83-86.

20. Слосман А. И., Лемешев Н. М., Эскина Т. Н. Ионное азотирование пресс-инструмента для фармацевтической промышленности //Пути повышения качества и надежности Ннструмента:Тез. доюь 3 зональной науч.-техн. конф., Барнаул, 1989.-С.57.

21.Слосман А. И., Лемешев Н. М. Ионное азотирование пресс-инструмента//Тез. докл. VI Всесоюзного совещания по электронной обработке материалов, Кишинев, 1990.- C.6S.

22. Слосман А. И., Овечкин Б. Б. Изготовление спеченных катодов из силицидов титана//Порошковые материалы и покрытия.-Барнаул, 1990.- 65 с.

23. Panin V.E., Slosman A. I.,Ovechkin В.В., Bondar М.Р., Kostyukov N.A. Structure and Properties of TiC-TiNi sintered composite obtained under shoch-waved effect//Explomet'90, San Diego, California, U.S.A., 1990.- P.291-293.

24. Слосман А. И., Лемешев H. M. Ионное азотирование стали Х12Ф1//МИТОМ.-1990, №12,- С.15-17.

25. Крейндель Ю. Е., Лемешев Н. М., Слосман А. И. Эффект полого катода при азотировании в тлеющем разряде. Электронная обработка материалов,

1990, №6,-С.53-56.

26. Панин В. Е., Слосман А. И., Овечкин Б. Б. Влияние температуры прессования на свойства спеченного никелида титана и композиций на его осно-ве//Применение методов порошковой металлургии для изготовления деталей машин и инструмента: Тез. докл. Всесоюзной конф., Ереван, 1990.- С. 18-19.

27. Лемешев Н. М., Слосман А. И. Поверхностное упрочнение пресс-инстумента в тлеющем разряде //Модификация свойств конструкционных материалов пучками заряженных частиц: Тез. докл. Всесоюзной конф., Свердловск, 1991.- С. 102-104.

28.Слосман А. И., Лемешев Н. М., Эскина Т. Н. Повышение стойкости матриц для таблетирования путем ионного азотирования //Химфармжурнал

1991.-№10.-С. 75-77.

29. Строкатов Р.Д., Дубовик Н. А., Слосман А. И., Мадаминов З.Р. Ионное азотирование высокоазотистой аустенитной стали Х17АГ18Ф//Тез. докл. 2 Международной конфер. по высокоазотистым сталям, Киев, 1992.- Ч.1.-С.88-89.

30. Панин В. Е., Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Кульков С. Н. Влияние температуры прессования на уплотняемость никелида титана //Порошковая ме-таллургия.-1993.-№3.- С. 19-22.

31. Панин В. Е., Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Матренин С. В. Высокопрочная оксидная керамика конструкционного и инструментального назначения //Исследования в области порошковой металлургии: Тез. докл. науч.-техн. конф., Пермь, 1993.-С.76-78.

32. Панин В. Е., Слосман А. И., Матренин С. В. Керамика из ультрадисперсных порошков на основе диоксида циркония //Керамика в народном хозяйстве: Тез. докл. Всероссийской науч.-техн. конф., Суздаль.-М., 1993.-С. 17-18.

33. Кульков С. Н., Нестеренко В. Ф., Мельников А. Г., Слосман А. И. Фазовые превращения в диоксиде циркония, подвергнутом ударноволновому воздействию// Новые материалы и технологии: Тез. докл. Российской на-уч.-техн. конф., Москва, 1993.-С. 17

34. Матренин С. В., Овечкин Б. Б., Слосман Л. И., Глухов Е. Б. Структура и свойства циркониевой керамики из ультрадисперсных порошков //Новые порошковые материалы: Сб., Барнаул, 1993.-С. 135-140.

35. Слосман А. И., Соколов В. М., Хасанов О. А. Двилис Э. С., Дедов Н. В. Ультразвуковой диспергирование высокодисперсных порошков //Получение, свойства и применение энергонасыщенных УДП Me и их соединений: Тез. докл. Российской конф. 3-5 ноября РАН-Томск, 1993.-114с.

36. Апаров Н. А., Апарова Л. С., Слосман А. И., Матренин С. В. Влияние предварительной обработки на технологические свойства плазмохимиче-ских оксидных порошков //Огнеупоры, 1994, №2.-С.4-7.

37. Зенин Б. С., Безбородов В. П., Слосман А. И. Применение плазменных процессов для получения заданной структуры покрытий //Новые материалы й технологии: Тез. докл. Российской науч.-техн. конф., Москва, 1994,-С.118.

38. Слосман А. И., Матренин С. В. Элекгроразрядное спекание керамики на основе диоксида циркония //Огнеупоры, 1994, №9,- С.24-27.

39. Хасанов О. Л., Похолков Ю. П., Соколов В. М., Двилис Э. С., Слосман А. И., Матренин С. В. Ультразвуковое компактирование циркониевой керамики из ультрадисперсных порошков //Стекло и керамика, 1995, №7,-С.15-18.

40. Панин В. Е., Слосман А. И., Колесова Н. А., Гладун А. Н. Мезомеханика изнашивания поверхностно упрочненных материалов// Тез. докл. Международного конгесса "Защита-95", Москва, 20-24 ноября 1995 г.- С.142.

41. Панин В. Е., Слосман А. И., Матренин С. В. Влияние водорода на активацию спекания циркониевой керамики в тлеющем разряде/ЛЗодородная обработка материалов: Тез. докл. I Международной конф., Донецк, 1995.-С.61.

42.Han Wei, Slosman A.I. Ionitriding of Stainless Chromium SteeLActa Scientiarum Naturalium Universitatis Gilinsis,l995, №9.-P.51-55.

43. Панин В. E., Слосман А. И., Колесова Н. А. Полосовые мезоструктуры при деформации поверхностно упрочненных поликристаллов //Физика прочности и пластичности материалов: Тез. докл. IV Международной конф., Самара, 1995,-С.21-22.

44.Панин В. Е., Слосман А. И., Матренин С. В. Структура и механические свойства циркониевой керамики, полученной электроразрядным спекани-ем//Физика прочности и пластичности материалов: Тез. докл. IV Международной конф., Самара, 1995,-С.397-398.

45. Panin V.E., Slosman A.I., Gladun A.N., Han Wei. The development of resistance increase «ear of mould tools by surface hardening/Third Russian -Chinese Symposium. Kaluga, October 9-12,1995,- P.226.

46. Панин В. Е., Слосман А. И., Колесова Н. А., Хая Вэй . Деформация и прогнозирование материалов с поверхностным упрочнением //Компьютерное конструирование перспективных материалов и технологий: Тез. докл. IV Международной конф., Томск, 1995.- С.124-125.

47.Итин В. И.Клопотов А.А., Егорычев К. Н., Слосман А. И., Гончаренко Н. М., Гюнтер В. Э Модификация поверхностных слоев никелида титана при ионном азотировании//Материапы Международной конф. Россия, Новосибирск, 24-26 ноября 1995.-С.234.

48.Панин В. Е., Слосман А. И., Матренин С. В. Активированное спекание диоксида циркония/УИзв.вузов,- Физика.-! 996.-№3.- С. 32-36.

49.Panin V.E., Slosman A.I., Han Wei, Ten Fen-en. Fragmentation of semicristalline Polyethylene under Plastic Deformation at mesolevel. Abstract International Conference "Mesofracture-96", Tomsk, 1996. P.78.

50.Panin V.E., Slosman A.I., Kolesova N.A. Fracture of Surface Hardened Materials. Abstract International Conference "Mesofracture-96", Tomsk, 1996-P. 132.

51.Панин В. E., Слосман А. И., Колесова Н. А. Закономерности пластической деформации и разрушения на мезоуровне поверхностно упрочненных образцов при статическом растяжении // ФММ.-1996,- Т.82, вып.2.- С. 129136.

52. Пат. 2062304 РФ, МКИ 6 С 23 С 8/36, В 23 Р 15/28. Режущий инструмент / Панин В. Е., Колобов Ю. Р., Слосман А. И., Кашин О. А., Веселое Ю. Г. ; 3аявл.8.12.93; Опубл. 20.06.96, Бюл. №17.

53.Панин В. Е., Слосман А. И., Колесова Н. А., Гладун А.Н. Мезомеханика процесса износа поверхностно упрочненных материалов //Тез. докл. II Международного конгресса по трибофатике, Москва, 15-16 октября 1996г.

54.Панин В. Е., Хан Вэй, Слосман А. И., Тэн Фэнь Энь, Ван Юй Нин. Мезо-зомеханика пластической деформации частично кристаллического полиэтилена / / Изв. вузов.-Физика. - [997.- № (.-С.48-53.

55.Панин В. Е., Слосман А. И., Колесова Н. А. О механизмах фрагментации на мезоуровне при пластической деформации поверхностно упрочненной хромистой стали. - ФММ.1997, Т.84, вып. 2, С.130-135.

56.Панин В. Е., Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Молчунова И. Ю. Влияние ионного азотирования на пластичность и механизмы пластической деформации теплотехнической стали //Труды международной научно-технической конференции/ Новосибирск, 1997.-Т.4, - С. 3-6.

57.Panin V. Е., Slosman A. I. and Kolesova N. A. Fragmentation mechanisms at the mesoscale level of surface hardened stainless steel under plastic deformation.// Abstracts of International Conference "Computer-Aided Design of Advanced Materials and Technologies", August 4-6, 1997, Baikal Lake, Russia, P. 157-158.

58.Слосман А. И., Овечкин Б. Б., Молчунова И. Ю., Глухов Е. Б. Поверхностное упрочнение стали 12Х1МФ в плазме тлеющего разряда. Всероссийекай научно-техническая конференция // "Современная электротехнология в машиностроении", Тула 3-4 Июня, 1997,-С. 249-252.

59.Слосман А. Й., Овечкин Б. Б., Абрамовская Н. Л., Мячин Ю. В. Пластическая деформация поверхностно упрочненной теплотехнической стали // Материалы региональной научно-технической конференции / Тюмень 1921 ноября, 19971-С.45-46.

60.Панин В. Е., Слосман А. И., Матренин С. В. А.с. №94039467/03 "Способ спекания циркониевой керамики в тлеющем разряде". Положительное решение ВНИИГПЭ от 25.03.1997.

61 .Панин В. Е., Слосман А. И., Колесова Н. А., Овечкин Б. Б., Молчунова И. Ю. Влияние толщины упрочненного слоя на формирование мезоструктур при растяжении поверхностно упрочненных образцов // Изв. вузов. Физика, 1998.-№6.-С.63-69.

62.Панин В. Е., Хан Вэй, Слосман А. И., Тэн Фэн-энь, Ван Юймин Влияние электронного облучения на структуру и свойства частично-кристаллического полиэтилена // Радиационная физика твердого тела: Труды VIII Межнационального совещания, Севастополь, 29-4 июля 1998. -С.574-578.

63.Панин В. Е., Слосман А. И., Колесова Н. А. Влияние ионного азотирования на механизмы пластической деформации на мезомасштабном уровне нержавеющей хромистой стали // Радиационная физика твердого те-ла'.Труды VIII Межнационального совещания, Севастополь, 29-4 июля 1998. - С. 604-609.

64.Слосман А. И., Лемешев Н. А., Овечкин Б. Б., Чирухина Л. А. Повышение стойкости пресс - инструмента в фармацевтической промышленности методом ионного азотирования с использованием эффекта полого катода // Новые химические технологии. Сб. материалов Всеросс. научно-техн. конф.-Пенза,-1998-С. 47-49.

65.SIosman A. L, Ovechkin В; В., Kolesova N. A. Influence of hardened layer thickness on plastic deformation mechanisms at the mesoscale level of surface hardened meterials // International conference: Physical mesomechanics and computer aided design of advanced materials and technologies — MESOMECHANICS'98, June 1-4,- 1998.-Tel Aviv, Israel, 1998.- P. 136.

66. E. Panin, A. I. Slosman, 'N. A. Kolesova, В. B. Ovechkin. Corrugation caused by stretching surface-strengthened materials // The second Russian-Korean International symposium on science and technology. August, 30 - sept., 5 at Tomsk polytechnic university.-Tomsk, Russia, 1998.- P.183.

67. Wei Han, Haobin Luo, Feng-en Teng, Yuming Wang, Panin V.B.,Slosman A.I. Plastic deformation and fracture of partially crystalline polyrthylene at the mesoseopic level.// Journal of materials science letters №18, 1999.-P.545-548.

65.Grishkov V.N., Lotkov A.I., Slosman A.I., Timkin V.N. The influence of deformation on microstructure of nitrided equiatomic TiNi //Advanced materials

71 and processes: Abstracts V Russian-Chinese International Symposium, July 27-August I, Baikalsk-Russia, 1999.- P.74.

69.Rusin N.M., Tarasov S.Yu., Panin V.E., Slosman A.I., Antipina N.A. Surface hardened anti-friction composite //Advanced materials and processes: Abstracts V Russian-Chinese International Symposium, July 27-August 1, Baikalsk-Russia, 1999 - P. 186-187.

70.Panin V.E., Slosman A.I., Chiruhina L.A., Ovechkin B.B., Y.V. Myachin Effect of surface hardening on mechanical properties and wear resistance of high-chromium steel //Advanced materials and processes: Abstracts V Russian-Chinese International Symposium, July 27-August 1, Baikalsk- Russia, 1999.-P.183.

Размножено в ООО "РауШ мбХ",ул. Усова. 7. к. 143. Тираж 100