автореферат диссертации по машиностроению и машиноведению, 05.02.01, диссертация на тему:Структурообразование, фазовый состав и свойства композиционных материалов на основе карбида титана

На правах рукописи

БУРКОВ Петр Владимирович

СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ, ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И СВОЙСТВА КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ КАРБИДА ТИТАНА

Специальность 05 02 01 - «Материаловедение в (машиностроении)»

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

иил74251

Томск - 2007

003174251

Работа выполнена в научно-исследовательском учреждении - Институте физики прочности и материаловедения СО РАН г Томск и в государственном образовательном учреждении высшего профессионального образования «1 омский политехнический университет»

Научный консультант доктор физико-математических наук

профессор

Кульков Сергей Николаевич

Официальные оппоненты доктор технических наук

доцент

Токарев Александр Олегович

доктор технических наук профессор

Околович Геннадий Андреевич

доктор технических наук доцент

Шевченко Олег Игоревич

Ведущая организация Государственный технологический

университет «Московский институт стали и сплавов»

Зашита состоится " 8 " ноября 2007 г в 14 ч 00 мин на заседании диссертационного совета Д 212 173 07 в Новосибирском государственном техническом университете по адресу 630092, г Новосибирск, просп К Маркса, 20

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Новосибирского государственного технического университета

Автореферат разослан

Ученый секретарь диссертационного совета кандидат технических наук доцент

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Современный научно-технический прогресс требует создания новых материалов, обладающих заданными физико-механическими свойствами и обеспечивающих стойкость различных конструкций, оборудования и узлов к постоянно возрастающим нагрузкам и агрессивным воздействиям рабочих и окружающих сред Одним из основных путей в этом направлении является применение принципиально новых методов формирования и регулирования свойств материалов, основывающихся на современных представлениях о роли структуры в повышении прочности и износостойкости (демпфирование внешних нагрузок релаксацией концентраторов напряжений, диссипация энергии структурными превращениями и т п) и использовании быстропротекающих и высокознерге-тических воздействий В большинстве случаев, как показывает опыт, наибольший эффект может быть достигнут в случае комбинирования указанных методов или их сочетания с уже освоенными в практике Таким образом, существует необходимость интенсификации исследований как в области традиционных научных направлений - физики конденсированных сред, металло-, материаловедении и теплофизики, обеспечивающих основы создания и развития прогрессивных материалов и технологий производства твердых сплавов, так и новых - синергетики, физики ультрадисперсных сред, материаловедения быстрозакаленных металлов и сплавов, физической мезомеханики материалов

Работы по улучшению существующих твердых сплавов ведутся различными путями изменением структуры твердых сплавов, заменой полностью и та некоторой части карбидной составляющей сплавов новыми твердыми составляющими, повышением жаропрочности цементирующей составляющей твердых сплавов

Проблема определения связи между структурой и свойствами материалов строится на выборе тех или иных характеристик, соответствующих изучаемым свойствам Естественно, наибольший интерес представляют структурночувствительные характеристики - прочность, твердость, микротвердость и пористость, уровень значений которых определяется различными элементами структуры

В целом можно констатировать, что рассматриваемый круг проблем связанных с получением твердых сплавов, улучшением их свойств и расширением области их применения, может быть решен только путем проведения комплекса исследований охватывающих всю цепочку процессы — структура — свойства - эксплуатационные качества В первую очередь, необходимо изучение процессов фазообразования и структурообразования исходного сырья, процессов преобразования структуры и фазового состава на всех стадиях технологического процесса Исследования структуры и свойств твердого сплава целесообразно проводить с учетом структурно-чувствительных характеристик, а оценку эксплуатационных качеств образцов и деталей при различных видах нагружения осуществлять с использо-

ванием критериев конструктивной прочности В свою очередь, результаты этих исследований позволят научно обосновать технологические решения по созданию твердых сплавов с требуемыми (необходимыми) свойствами Методология исследования и последовательность этапов разработки технологии получения твердых сплавов с заданными физико-механическими и служебными свойствами основывается на физическом подходе, сориентированном на структурные исследования твердых сплавов

Диссертационная работа выполнялась в Институте физики прочности и материаловедения СО РАН в соответствии с планами государственных и отраслевых научных программ № 535, утвержденной ГКНТ 31 12 85 г и постановлением АН СССР № 642 от 21 05 86 г по разделам 1 3 2 5 (номер гос регистрации 01 0 097959), 1 3 2 3 (номер гос регистрации 01 0 097957), 13 2 1 (номер гос регистрации 011 0 097958), Программа АН СССР «Повышение надежности системы «машина - человек — среда», Программа КП НТП СЭВ, раздел 4 3 1 МНТК «Порошковая металлургия», Региональная научно-техническая программа «Сибирь», раздел 03 03 (Постановление ГКНТ СССР и АН СССР №385/96 от 13 07 84 г ), Программа РАН «Научные основы конструирования новых материалов и создание новых технологий» и Государственном образовательном учреждении высшего профессионального образования «Томском политехническом университете»

Целью работы является установить, с учетом определяющей роли субструктуры твердых частиц, основные закономерности формирования состава, структуры и свойств композиционного материала на основе карбида титана в зависимости от различных технологических факторов изготовления И на основе полученных результатов и данных о напряженно-деформированном состоянии при нагружении разработать эффективные процессы получения композиционного материала на основе карбида титана для ответственных и высоконагруженных деталей

Для достижения поставленной цели были сформулированы следующие задачи

1 Изучить влияние технологических процессов порошковой металлургии на структуру, фазовый состав и свойства композиционного материала на основе карбида титана

2 Изучить влияние Ti и достехиометрического TiC на спекание, структуру, фазовый состав и свойства композиционного материала на основе карбида титана в широком интервале концентраций и температур Определить свойства композиционного материала

3 Разработать эффективный процесс спекания прямым пропусканием тока композиционного материала TiC-NiTi Определить свойства композиционного материала на основе карбида титана

4 Изучить влияние частичной замены Ti - Mo в TiC на формирование структуры, фазовый состав композитов и их механические свойства

5 Построить математическую модель, описывающую напряженно-деформированное состояние нагруженного материала и определить в об-

ласти контакта стружки с резцом максимальные напряжения

6 Изучить влияние связующей фазы композита на триботехнические параметры

7 Провести испытания разработанных материалов в тяжелонагруженных условиях эксплуатации

Научная новизна

- Методами структурного анализа изучено влияиие легирования исходных порошков и термокинетических факторов на формирование структуры, которая обеспечивает высокие физико-механические свойства и эксплуатационные качества композиционного материала Полученные данные легли в основу развития способов регулирования структуры, свойств и эксплуатационных качеств композиционного материала Т1С - N1X1 на различных стадиях технологического процесса Физический подход к изучению влияния легирования исходных порошков и термокинетических факторов технологических процессов позволил выделить способ контроля связи между изменением микроструктуры, в том числе тонкой, а также между структурой и физико-механическими свойствами композиционного материала Т1С — N1X1, заключающийся в контроле интегральной ширины рентгеновских линий на всех стадиях технологического процесса

- На основании систематического исследования взаимодействия карбида титана со сплавом N1X1, детального анализа химического и фазового состава, влияния термической обработки установлены температура, давление и время спекания системы Х1С - N1X1, приводящие к получению плотного твердого сплава с образованием трех двухфазных областей Х1С+Ы13Х1, Х1С+М1Х1, Х1С+Х12М1 Определены граничные соотношения С/Т 1 двухфазных областей Изучена взаимосвязь фазового состава, структуры и свойств при спекании композиционного материала Х1С-Ы1Х1

- Разработан способ спекания прямым пропусканием тока, позволяющий реализовать получение мелкозернистой матричной структуры композиционного материала Х1С — N1X1 Установлено, что влияние этого способа заключается в сохранении мелкозернистой структуры, заданной исходным размером и более совершенной кристаллической структурой порошка Это обеспечивает повышение механических свойств сплава, твердость которых составляет 91 НЯА, а прочность на изгиб 1100 МПа Определен интервал режимов спекания прямым пропусканием тока, обеспечивающий оптимальные уровни прочности и твердости

- Экспериментально исследована роль молибдена при частичной замене гитана в карбиде титана Механические свойства композиционного материала на основе карбида титана при легировании Мо составляют твердость

- 92 Н11А, прочность на изгиб - 1100 МПа

- Методами математического моделирования определено напряженно-деформированное состояние обрабатываемого материала и стружки в процессе врезания Установлено, что при врезании величина контактных на-

грузок в 1,5 раза превышает контактные нагрузки между обрабатываемым материалом и резцом на стадии стружкообразования

- Проведены комплексные испытания по оценке работоспособности композиционного материала на основе карбида титана, сочетающие стандартное определение стойкости и специальные тесты Установлена связь между показателями и механизмами изнашивания, структурой, прочностью и твердостью Спекание прямым пропусканием тока композиционного материала Т1С—№Т1 повышает износостойкость инструмента

Научная и практическая значимость выполненных исследований и разработок состоит в том, что полученные в настоящей работе результаты теоретических и экспериментальных исследований дают новые, более глубокие представления о процессе формирования композиционного материала, его структуре, составе, свойствах и влиянии технологических процессов порошковой металлургии на свойства композиционного материала Это позволяет более целенаправленно подходить к формированию композиционного материала с заданной кристаллической структурой и физико-механическими свойствами Разработанные способы и методы порошковой металлургии позволили

- обеспечить снижение пористости,

- увеличить твердость с сохранением высоких прочностных свойств,

- создать новый композиционный материал на основе карбида титана, обладающий хорошим комплексом эксплуатационных свойств

Результаты комплексных стойкостных испытаний и специальных тестов показывают стойкость композиционного материала Т1С-№Т1 к механическим силовым нагрузкам, в том числе циклическим Сопротивляемость к термоциклическим нагрузкам, адгезионному и диффузионному износу Это позволяет рекомендовать использование композиционного материала Т1С-И1Т1 в сложных условиях внешних воздействий

Технологии и рекомендации по применению разработанного композиционного материала Т1С-№Т1, использованы в различных отраслях промышленности

Высокие свойства композиционного материала ТКИ-ЫГЛ, степень научной проработки технических решений позволяют предлагать данные разработки как коммерческий продукт на рынок высоких технологий Результаты проведенных исследований успешно используются в Томском политехническом университете при обучении студентов машиностроительных специальностей в течение нескольких лет

Основные положения, выносимые на защиту 1 Направленное формирование мелкозернистой структуры матричного типа, свойств и эксплуатационных качеств композиционного материала на основе карбида титана в зависимости от режимов получения композиционного материала и основанное на контроле интегральной ширины рентгеновских линий на всех стадиях технологического процесса изготовления

2 Способ получения композиционного материала на основе TiC—NiTi с динамическим нагружением и быстрым нагревом, с целью получения мелкозернистой структуры матричного типа

3 Экспериментальное доказательство повышения свойств сплава TiC—NiTi при частичной замене титана молибденом в карбиде титана в области концентраций, обеспечивающих однофазное состояние никелида титана после спекания, защищенное авторским свидетельством

4 Результаты численного моделирования, показывающие, что при врезании инструмента величина контактных нагрузок в 1,5 раза превышает контактные нагрузки между обрабатываемым материалом и резцом на установившейся стадии процесса резания, значения которых для стали 1100 МПа, латуни - 700 МПа, а также результаты численного моделирования напряженно-деформированного состояния обрабатываемого изделия и стружки в зависимости от скорости резания и трения

5 Эффективные процессы и решения по получению сплава TiC-NiTi повышенной эффективности, подтвержденные результатами промышленных испытаний и специальными тестами для инструментального материала

Апробация работы. Основные результаты проведенных исследований докладывались и обсуждались на следующих международных и всероссийских конференциях, совещаниях, симпозиумах и семинарах Всесоюзной конференции «Практика разработки и внедрения новых прогрессивных методов порошковой металлургии» (Челябинск 1986г), Всесоюзной конференции «Интенсификация процессов механической обработки» (Ленинград, 1986г), Всесоюзной конференции «Материалы на основе карбидов» (Херсон, 1987г), Республиканском семинаре «Проектирование и эксплуатация режущих инструментов в ГАП» (Свердловск, 1987г), Республиканская конференция «Интенсификация машиностроительного производства на основе применения прогрессивной технологии» (Ленинград, 1989г), Всесоюзной конференции «Материалы с эффектом памяти формы и их применение» (Новгород, 1989г ), Всесоюзной конференции «Современные проблемы физического материаловедения» (Киев, 1990г), III Всесоюзном симпозиуме по механике разрушения (Житомир, 1990г), Всесоюзной конференции «Порошковая металлургия и композиционные материалы» (Ленинград, 1990г ), Московская международная конференция по композитам (Москва, 1990г), II и V Российско-китайском симпозиуме «Новые материалы и технологии» (Сиань, 1994г , Байкальск, 1999г), XIII Международной конференции по моделям механики сплошной среды (Санкт-Петербург, 1995г) Международной конференции BEAMS'96 (Прага, 1996), Международном симпозиуме «Славянтрибо - 4» и «Славянтрибо -5» (Санкт-Петербург, 1997, 1999), Международной конференции «CADAMT'97», Международной конференции «Новейшие процессы и материалы в порошковой металлургии» (Киев, 1997г), V Международном семинаре «Современные проблемы прочности» (Великий Новгород, 2001г), Второй Международной конференции «Экспериментальные мето-

ды в физике структурно-неоднородных конденсированных сред» (Барнаул, 2001г), XV Международной конференции «Физика прочности и пластичности материалов» (Тольятти, 2003г)

Публикации Основное содержание диссертации отражено в 42 печатных работах, из них 12 в рецензируемых научных журналах и изданиях, определенных Высшей аттестационной комиссией, 2 в центральном научном журнале, 1 монография, 2 авторских свидетельства, 25 в сборниках и трудах конференций

Объем и структура диссертации. Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, заключения, списка литературы и приложения Содержание изложено на 348 страницах основного текста, включая 156 рисунков, 29 таблиц и 333 наименований библиографических ссылок

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, дана характеристика области, объекта и методов исследований, сформулирована цель работы, перечислены новые результаты, раскрыта их научная и практическая значимость, представлены положения, выносимые на защиту, описана структура диссертационной работы

В первой главе «Формирование структуры, принципы получения и методы регулирования свойств безвольфрамовых твердых сплавов» на основе анализа литературных данных показано, что основной тенденцией формирования структуры является измельчение зерна твердых сплавов

Приведены результаты исследований о напряженно-деформированном состоянии обрабатываемой детали и стружкообразовании При сложной конфигурации инструмента и режимов резания, применяющихся в условиях промышленного производства, точное определение местных напряжений действующих на инструмент вблизи режущей кромки не поддается существующим аналитическим методам расчета

В процессе резания режущий инструмент испытывает преимущественно упругие деформации, величина которых по сравнению с деформацией обрабатываемого материала мала и не оказывает существенного влияния на процесс Поэтому считаем, что резец представляет собой абсолютно жесткое тело Тогда, не рассматривая напряженно-деформированное состояние резца, сведем его воздействие на деталь лишь к заданию соответствующих граничных условий Упростив подобным образом, рассмотрим задачу о напряженно-деформированном состоянии обрабатываемой детали и стружкообразовании

Результаты вычислительного эксперимента упруго-пластического деформирования обрабатываемого материала и стружки показали что, при врезании величина контактных нагрузок в 1,5 раза превышает контактные нагрузки между обрабатываемым материалом и резцом на установившейся стадии процесса резания и составляет для стали 1100 МПа Данная методика решения задачи позволяет раздельно учесть влияние на процесс факторов упрочнения, трения, температуры Установлено соответствие между

формой зоны пластического течения и формой стружи!

Оптимальная форма режущей части инструмента неразрывно связана с применяемым инструментальным материалом В свою очередь материал инструмента определяет рациональную геометрию режущей части Увеличение длины контакта стружки с передней поверхностью резца приводит к утолщению твердосплавной прослойки Для режущих инструментов с композиционной режущей частью актуальна задача экономичности при одновременном обеспечении высокой прочности и износостойкости Чем меньшую стоимость будет иметь армированная режущая часть, тем эффективнее ее применение С другой стороны, необходимо отметить, что при высокой стоимости содержащих вольфрам материалов режущий материал в применяемых инструментах используется нерационально

Рассмотрены существующие сведения о влиянии процессов порошковой металлургии на структуру и свойства твердого сплава, которые не позволяют говорить о надежно установленных закономерностях их формирования и связи физико-механических характеристик и эксплуатационных качеств со структурой Для этого необходимы более широкие исследования структуры и свойств твердых сплавов Хотя важность комплексного изучения структуры твердых сплавов вполне осознается, в большинстве работ авторы ограничиваются применением только методов металлографии и рентгеноструктурного анализа уже готовых твердых сплавов Значительно реже используется такой мощный исследовательский инструмент, как элек-гронная микроскопия, особенно в сочетании с оценкой физико-механических свойств

Отмечено, что изучение поведения твердого сплава в условиях внешних воздействий, особенно в условиях близких к реальным, предполагает применение характеристик описывающих свойства твердого сплава и соответствующих методов их определения Понятие конструктивной прочности и основные ее критерии — надежность (прочность, твердость, трещиностой-кость) и долговечность (износостойкость, адгезионная стойкость, диффузионная стойкость, корозионная стойкость) - вполне применимы как к самим твердым сплавам, так и к инструменту и другим рабочим органам машин с использованием твердого сплава При этом характерная в первом и втором случае в целом структурная чувствительность свойств представляется очень важной, так как она позволяет сопоставлять их эксплуатационные характеристики

Проанализирована роль тех или иных факторов влияющих на прочность. пластичность и стойкость конструктивных элементов с твердыми сплавами, которая установлена на основе оценок теории прочности и механики разрушения В то же время механизмы развития деформационных процессов, приводящих к разрушению композиции, остаются невыясненными до сих пор Рассмотрены результаты по износостойкости твердых сплавов, которые показывают, что для видов изнашивания, имеющих место в условиях эксплуатации деталей и конструкций с твердыми сплавами, ма-териаловедческий подход в исследованиях используется явно недостаточно

На основании рассмотренного материала сделано заключение о том, что проблема получения или конструирования твердых сплавов с заданными свойствами, отвечающими условиям эксплуатации изделий и разработки технологических процессов их оптимального получения, может быть эффективна решена только при комплексном рассмотрении следующих вопросов материаловедения твердых сплавов, физических процессов преобразования структуры на всех стадиях технологического процесса изготовления твердых сплавов и анализа технологических возможностей высокоэнергетических воздействий для получения твердых сплавов

Проблема управления процессами формоизменения, кристаллизации и охлаждения, при производстве твердых сплавов с целью получения оптимальных структур, является актуальной Основы управления могут быть построены

— на установлении соответствия между теоретическими расчетами напряженно-деформированного состояния и экспериментально определенными структурой, фазовым составом и физико-механическими свойствами,

— на регулировании неравновесности процессов спекания и кристаллизации путем высокоэнергетических воздействий на разных стадиях технологического процесса изготовления твердых сплавов,

— на получении оптимального сочетания типов структур, их морфологии, и расположения при получении твердых сплавов

Соответственно, реализация перечисленных принципов управления в конкретных технологических процессах заключается

1 в оптимизации условий протекания технологических процессов получения твердых сплавов,

2 в выборе экстремальных воздействий, обеспечивающих протекание физико-химических процессов в формировании твердых сплавов вдали от термодинамического равновесия,

3 в возможности регулирования и управления режимами технологических процессов получения твердых сплавов

Анализ и классификация методов высокоэнергешческих воздействий позволили установить, что спекание прямым пропусканием тока является, практически, единственным методом позволяющим воздействовать непосредственно на процесс формирования твердого сплава Благодаря специфическим особенностям воздействия спекания прямым пропусканием тока на жидкие прослойки и твердые частицы, оно является эффективным средством усиления неравновесности процессов затвердевания, деформирования частиц и уплотнения твердых сплавов Для технологического процесса получения твердых сплавов с реализацией скоростей нагрева и охлаждения при затвердевании на уровне 33 К/с наиболее перспективным является спекание прямым пропусканием тока

В заключение главы сформулированы конкретные задачи диссертационной работы

Во второй главе «Влияние технологических процессов порошковой металлургии на структуру, фазовый состав и свойства композиционного материала на основе карбида титана» показано, что свойства спеченных сплавов в значительной степени определяются характеристиками исходного сырья и промежуточных продуктов твердосплавного производства, которые изменяются в зависимости от различных технологических параметров Материалом для исследований служили промышленные порошки чистого титана (ТУ 48-10-22-73) фракцией 1-2 мкм, порошки никелида титана ПН55Т45 (ТУ 14-127-104-78), и порошки карбида титана (ТУ 48-19-383-84) фракцией 2-3 мкм Влияние различных способов изготовления порошков карбида титана на их структуру и свойства изучали, получая карбид титана по двум методам карботермический, реакционноспеченный Структурные характеристики от методов получения Т1С параметр кристаллической решетки (а), содержание связанного (Ссиз) и свободного (Ссвоб) углерода, кислорода От и азота N1, удельная поверхность карбидов (5уд) приведены в таблице 1

Табтица 1 Структурные ларактеристики образцов карбида титана, полученных карбо-

термическим методом и реакционным спеканием

Номер образца г Ссвоб Ог N1 Я л О3, м /кг Метод получения Т1С а, нм

мае %

1 18,36 0,87 0,06 - 0,12 карботермический 0,4319

2 18,5 0,46 - - 0,195 » 0,4320

3 15,6 0,3 - - 0,492 » 0,4317

4 18,9 0,2 0,5 0,3 1,08 » 0,4321

5 19,6 0,34 0,05 - реакционноспеченный 0,4328

6 18,2 - 0,6 - - » 0,4326

7 17,0 - 0,58 0,05 - » 0,4320

8 16,8 - 0,5 - - » 0,4318

Исходные порошки и промежуточные материалы, участвующие в производстве сплавов по двум технологиям, отличаются шириной рентгеновских линий (рис 1) Порошки, полученные реакционноспеченным методом, имеют значи" но более узкие чинии, чем соответствующие порошки, полученные ка^_^термическим методом Применение высоких температур карбидизации способствует получению порошков с более совершенной кристаллической структурой Карботермические порошки характеризуются большей степенью разориентации блоков мозаики

При карбидизации порошков, полученных первым методом, размеры блоков мозаики сохраняются практически без изменения, структура карбида титана характеризуется наличием значительных микроискажений При карбидизации порошков, полученных вторым методом, происходит интенсивный рост блоков, микроискажения в кристаллической решетки Т1С практически отсутствуют Реакционноспеченные порошки более крупнозернистые Размол существенно изменяет дисперсность и структурные ха-

рактеристики порошков карбида титана. Ширина рентгеновских линий резко возрастает особенно у ворышшв второй серии. При гармоническом анализе порошков Т)С после размола установлено сильное измельчение блоков мозаики и возрастание микроискажений решетки. Измельчение блоков мозаики и деформация кристаллической решетки протекает более интенсивно в реакционно спеченных порошках, в результате чего порошки "Л С. полученные по второй технологии, после размола приобретают более дефектную структуру: при одинаковом размере блоков искажения в решетке больше, чем в первой партии,

—~~ ~ аТ

Щ

Рис, I. Изменение ширины рентгеновских пиний (420) порошков НС на разных стадиях технологического процесса получения твердого сплава при: 1 - карботерм к те еко.м .методе; 2 - реакцжщноспеченном методе. "ПС: а) карботермичсскиЛ. б) реакшганноспе-чашый; и) после размола с рШ ДО проссиа; г) - *ПС после размола с N1X1 и просека; Л) - ТтС-фаза к спрессованных образцах: е) - ПС-фаза в образцах после предварительного спекания; ж) то же. после предварительного спекании (в графитовой пресс-форме); :!)- НС-фаза после фкончотельного спекания:; я) - то же (в керамической пресс-форме).

При спекании сплавов ширина линии (420) НС-фазы уменьшается, причем значительное сужение заметно уже при предварительном низкотемпературном спекании. Наиболее интенсивно этот процесс протекает в высокотемпературных сплавах, в результате чего резкое различие в дефектности структуры порошков Т;С, наблюдаемое после размола, значительно уменьшается. Однако, если на стадии предварительного спекания различие в структуре "ПС-фазы в сплавах, изготовленных по разным вариантам, еще сохраняется, то в результате окончательного спекания оно практически нивелируется. При этом ширина линий ТЮ-фазы в первой партии становится близкой к ширине линий порошка Т1С до размола. По данным гармонического анализа, размеры блоков и микродеформапии решетки в первой партии порошкол "ПС ¡1 в Т¡С-фазе в сплаве, наготовленном по первой технологии,имеют близкие значения.

результаты металлографических исследований образцов 80 масс. а/о "ПС кар б отер ми ч ее к о I *о — 20 масс. % N¡11 показали, что при горячем прессовании с использованием прямого пропускания тока, формировалась раз* Нозергоктая структура карбидов титана. Практически все карбиды окружс-ны связующей фазой (рис. 2а). В случае, использования при горячем прессовании индукционного нагрева образуется характерный карбидный каркас. Карбидные зерна распределены неравномерно (рис. 26). Обмечаются скопления, как карбидов, так и связки. В местах контакта зерен без прослойки связующей фазы видны поры. После жидкофазного спекания в вакуумной печи композиционный материал ТШг-КШ имеет равномерное распределение карбидных зерен (рис, 2в), наблюдаются поры.

Рис. 2. Микроструктура сплавов Т>С - 20% при исиолюоватш карботерми-ческото порошка карбида титана: а) горячее прессование с прямым пропусканием тока; б) горячее прессование с индукшно иным варевом, г.) шшкофшное спекание.

Результата металлографических исследований образцов 80 масс. % Т)С реакционно спеченного — 20 масс. % М1Т! показали, что при горячем прессовании с использованием прямого пропускания ¡ока формировалась структура с однородным распределением карбидов по размерам, которые равномерно распределены в матрице (рис. За).

Рис. 3. Микроструктура с планов 80% "ПС - 20% №Т), при использовании реакционна-печенного порошка карбида титана: а) горячее прессование с прямым пропусканием тока; б) горячее прессование с индукционным нагревом; к) жидкофазное спекание.

Практически все карбиды окружены связующей фазой. В случае, когда при горячем прессовании использовали индукционный нагрев образуется карбидный каркас (рис. 36). Карбидные зерна распределены неравномерно.

Отмечаются скопления, как карбидов, так и связки После жидкофазного спекания в вакууме структура композиционного материала имеет равномерное распределение карбидной фазы в матрице, наблюдаются поры (рис Зв)

По металлографическим данным проведен расчет среднего размера карбидного зерна (<1) и построены распределения карбидных зерен по размерам спеченных сплавов 80 масс % Т1С - 20 масс % N1X1, с использованием карботермических порошков Т1С (рис 4А) Видно, что горячее прессование прямым пропусканием тока позволяет получить материал с более мелким зерном При этом средний размер карбида равен 8,0 мкм в случае спекания прямым пропусканием тока, 9,2 мкм - при индукционном нагреве пресс-формы, 9,1 мкм — при спекании в вакуумной печи

5 10 Л мкм 42 44 46 2в ¡рад

А Б

Рис 4 Распределения карбидной фазы образцов спеченных сплавов 80 масс % ТС - 20 масс % N111 (А), с использованием карботермических порошков Т1С, и фрагменты рентгенограмм, снятых с этих сплавов (Б) а) горячее прессование с прямым пропусканием тока, б) горячее прессование с индукционным нагревом, в) жидкофазное спекание

Из распределения карбидных зерен по размерам спеченных сплавов 80 масс % Т1С - 20 масс % N1X1 при использовании реакционноспеченных порошков карбида титана (рис. 5А) видно, что горячее прессование с прямым пропусканием тока позволяет получить материал с меньшим размером зерна При этом средний размер карбида равен 2,2 мкм в случае спекания прямым пропусканием тока, 8,1 мкм — при индукционном нагреве пресс-формы, 6,8 мкм - при спекании в вакуумной печи

Из рентгенограмм, снятых с образцов спеченных сплавов 80 масс % Т1С - 20 масс % N1X1, с использованием карботермических порошков Т1С (рис 4Б) видно, что при прессовании с прямым пропусканием тока фазовый состав состоит из Т1С + №Т1 + №3Т1, в то время как в других прессовках №Т1 отсутствует Наблюдаются пики, принадлежащие фазе N13X1 На рис 5Б представлены рентгенограммы, снятые с образцов спеченных спла-

вое 80 масс. % Т1С — 20 масс. % Тч;ГП при использовании реакционно с печенных порошков карбида титана, из которых видно, что фазовый состав состоит из "ПС + МТ1.

, " " : » '.............

3525-[5-

15-

2515

1Р

лЛ»

—Г"

10

11,

зг

. а

|Г

А 15

Рис. 5. Распределения карбидной фазы спеченвых сплавов 80 масс. % I ¡С - 20 масс. % N1X1 (А) и фрагменты рентгенограмм, сняты* с этих же образцов (Б) при исполмоиании реакционноспеченных поронткоа карбида гитана: а) горячее прессование с прямым пропусканием тока; б) горячее прессование с индукционным нагревом; в) жидко фазное спекание.

Особенности структуры "ПС* и N¡11, их склонность к образованию специальных дефектов и способность к пластической деформации - это те факторы, которые определяют их поведение в процессе изготовления и эксплуатации сплавов.

В третьей главе изучена структура, фазовый состав и свойства композиционного материала ПС-№~П в зависимости от содержания углерода в карбиде титана. Порошки карбидов титана спекали при температу ре 2023 К в вакууме, гелии или аргоне. Состав синтезированного карбида контролировали с помощью химического анализа на азот, кислород, а параметр решетки карбида титана определяли рентге но структурным анализом (табл. 2).

Таблица 2. Состав карбида, определешшйпо параметру решетки_____

т;с„

Параметр решетки, им

0,96

0,4326

0,75

0,4324

0,7

0,431 У

0,65

0,6

0,4317 0,4314

0,57

0.4309

0,53

0,4304 |

Примечание: Содержание кислорода к наиболее дефектных препаратах не превы-__шало 0,2 мае. %, а свободного углерода 0,27 мае. % (TiCo.ni)

Шихтовку сплава рассчитывали исходя из соотношения: 80 масс. % твердой фазы - 20 масс. % связующей фазы. Образцы для исследований готовили тремя способами: жидкофазным спеканием, горячим прессованием и спеканием прямым пропусканием тока.

Спекание проводили по следующим режимам: жидкофазное спекание - нагрев до температуры спекания I = 1573-1673 К со скоростью 0,18 К/с, Выдержкой в течение 3.6 кс и охлаждение с печью; горячее прессование -нагрев до температуры спекания Т ~ 1623—1723 К со скоростью 1,3 К/с. с последующей выдержкой при температуре спекания в течение 0,6 - 4,2 кс при одновременном приложении давления прессования 15 — 5-5 М1 !а и охлаждение с печью; спекание прямым пропусканием тока. - нагрев до температуры спекания 1^1573-1673 К со скоростью 33 К/с, с последующей выдержкой при температуре спекания до 10с И давлении прессования 15-55 МПа, охлаждение с печью.

4220 (град

Риг 6. Фрагменты дифрактОфамм сгоавои TiC* - Ni'fi вблизи отражении (200) ПС: а) х=0,96, б) х-0,75, к) x=G,7ü; г) к=0,65; л) v: 0,6'J, с) ^0,57; ж) \=0,53.

jL я

i H - ^ v'-'&fa-.Ä

а б

Рис. 7. Структура сплавов ПС*-ЖП а) х=0,%; б) &МЩ, к} х=0.65; г) х=0,60: л) х--0,51

В системе 'ПС^-МИ при полном растворении ингерметаллида ЬН'П и в результате реакции с карбидом титана в расплаве КПЧ происходит изменение состава материала связующей фазы с образованием интерметаллического соединения МЬТь в зависимости от содержания углерода в ПС* можно выделить три интервала: при х > 0,7 связующая фаза представляет сотой интерметадличе^кое соединение №3"П, при х -0,6. .0, 7 связующая

фаза представляет собой иш ер металлическое соединение ЦД], при х =< 0,6 связующая фаза представляет собой иитерметаллическое соединение Т12ТМ| (рис. 6, 7). Во всех трех интервалах после спекания происходит изменение состава твердой и Связующей фаз. По результатам металлографического анализа (рис. 7) видно, что в утих сплавах образуется непрерывный карбидный каркас и агрегаты зорен. К сплаве, у которого значение соотношения С/ГП = 0,65 карбидные зерна равномерно окружены связующей фазой. При снижении соотношения С/~П в карбиде титана возрастает склонность к росту зерна, образованию агрегатов зерен и карбидного каркаса. При соотношении СУП = 0,53 наблюдается формирование карбидного каркаса. Этот факт ранее был обнаружен при спекании системы "ПС^-ЬН.

ШЩ ШЩ

а б в

Гис. 8. Микроснимки изломов сплавов ПС*» N1X1: а) х =0,96; б) х -0,65; и) х =0,57.

В нервом интервал^ начинается процесс образования агрегатов зерен карбидной фазы, путем укрупнения зерен за счет слияния мелких. Во втором интервале изменение структуры продолжается: вначале образуются крупные карбидные зерна, затем происходит их коагуляция. В сплаве с соотношением С/П - 0,65 карбидное зерно является наименьшим в интервале я имеет округлую форму в отличие от сплавов с соотношением СГХ\ = 0,7 и 0,6. В третьем интервале завершается процесс формирования карбидного кгркаса. Влияние связующей фазы на разрушение твердого сплава в различных интервалах соотношений С/'П показано на изломах сплавов (рис. 8). В первом интервале (рис, 8а) поверхность разрушения характеризуется наличием выступов и впадин от карбидных зерен, которые определяют хрупкость этого сплава, причем поры, попавшие на пути распространения трещины, способствуют хрупкому разрушению, а излом можно классифицировать как пяте р к ристал л итн ый. Во втором интервале (рис. 86) излом илтеркристаплитный. Темные лятна неправильной формы являются следами карбидов, вырванных из связующей фазы. Гребешки частично напоминают сотовую структуру. В третьем интервале (рис. 8в) излом транс ¡фи-сталлитный. На рисунке видны сростки крупных карбидных зерен, по которым и произошел скол. При этом и соседние карбидные зерна раскололись, также присутствуют мелкие карбидные зерна. Препятствий распространению трещины связующая фаза не оказывает.

На рис. 9 представлен/,! зависимости пределов прочности при сжатии и изгибе, а также твердости и пористости сплавов. Изменения в фазовом составе связки от ЖьТг до Ti.iNi и в формировании структуры приводят к образованию на кривых зависимостей максимумов в районе соотношения СТ] = 0,6-0,7.

Пф^ттог:;:. а.ть а.5о •

Предал гтиотнссги нз сжатие. МПа зооо--шп —*

Лрэдеп щюштк нэ г^ГГа 1000 900 /\_,

по ш^алз Рскволпа НКЛ № ■ вл ■ ..........^

л от] э.т м ад т,® до

Рис. 9 Зависимость прочности, твердости и пористости см лава Т1С,-ШЙ от соотношения СУП в карбиде титана.

Применяя карбид титана достехиометричсскогф состава можно получить и системе 1ПСЛ-МШ сплав с никелидом титана в качестве связующей фазы, что обеспечивает повышение механических свойств композиционного материала Т1СХ-М |Т I. твердость и прочность на изгиб которых соответственно составляют 88 НКА и 1100 МПа.

Для уплотнения структуры проведены отняты по горячему прессованию смелей, обеспечивающих получение связующей фазы в виде интерметалл яда никелид титана. Структура образцов может быть улучшена за счет формирования, большой Мвжфаанйй границы, но этого не достигли, так как нет мелких карбидных зерен, менее 1 мкм, и они не составляют большинство. Наоборот, формируются агрегаты зерен, но нет карбидного каркаса. С точки зрения пористости эти режимы удовлетворяют требованиям, предъявляемым материалам для изготовления режущего инструмента, имеется в виду область режимов спекания: Рсщ.к = 35-40 МПа, = 1,2... 1,8 кс, ТС|1СК " 1648-1673 К.

С целью повышения качества изделий из порошков используют метод спекания пропусканием электрического тока. Важное значение для практики имеет то обстоятельство, что в случае кратковременного спекания не будет происходить замегногй роста зерен. В прессовках из частиц с обычной для порошковой металлургии дисперсностью при такой кратковременной обработке не обеспечивается полная гомогенизация гетерогенных композиций даже при температурах приближающихся к температуре образе-

вшшя жилкой фазы. Эксперименты гю сйШшто ТИШЫГП показывают, что в .этих материалах температурные градиенты, возникающие при спекании, окалывают существенное влияние на структуру, так как температурный интервал спекания исследуемых материалов относительно узок и часть материала находится ниже ¡573 К, что не обеспечивает получение плотного композиционного материала. Установлено, что вклад контактного сопротивления между частицами больше у три более продолжительном размоле ~ПС-М~П. '}то объясняется тем, что с увеличением размеров частиц уменьшается число контактных участков, и увеличиваются их размеры. Доля тепловыделении. приходящаяся на мсжчастачкме контакты и подверженная резкому изменению во иремени, с увеличением размера частиц уменьшается, причем это тепловыделение становиться кратковременным. При традиционном изготовлении окончательное уплотнение этих сплавов завершается процессом растворения и вторичного выпадения карбидной фазы в связке. При электр о спекании уплотнение происходит благодаря приложенному давлению. Наилучшее уплотнение подучено при затрачиваемой эдек-ТрЯческой мощности 225 кВт иод давлением 23...43 МПа с быстрым ;:а-грером до 1773 К. Масса образцов со стаю: яла (5 г, диаметр —22 мм, общая длительность спекания Юс.

1ПМКМ

а 6

Рис. Ш. Распределение карбидных ^ерсп по размерам и микроструктура сплава ЯО % "ПС - 20 % ттпучевиня соб}жжв т кярботср^чесжвго карбида тщяп (а), реак-иинисснеченясго карбида титана (6У

При спекании пропусканием тока (рис 10) изменяется размер зерна карбидной фазы и увеличивается твердость до 91 НЯА Металлографические исследования безвольфрамовых тведых сплавов, изготовленных из двух партий карбида титана, показали, что сплавам, полученным из карбо-термического карбида титана, характерна разнозернистость (рис 10а) Связующая фаза равномерно распределена в сплавах обеих партий В композитах, полученных из реакционноспеченного карбида титана, формируется мелкозернистая матричная структура с равномерным распределением карбидных зерен и связующей фазы (рис 106) Из графиков распределения зерен карбидной фазы по размерам видно, что свойства и подготовка порошка карботермическим (рис 10а) и реакционоспеченным (рис 106) способами, определяют размер зерна карбидной фазы, и, следовательно, технологические свойства композиционного материала Таким образом, использование пропускание тока для спекания композиционного материала Т1С-ЖП позволило получить материал с размером зерна с1ср = 2,2 мкм

Четвертая глава посвящена исследованию особенностей формирования структуры, фазового состава и свойств композиционных материалов на основе карбида титана при частичной замене титана молибденом

Для гомогенизации шихты, состоящей из порошков карбида титана и молибдена необходима длительная термообработка смеси при температуре 2000°С Характеристика исходных материалов приведена в табл 3

Таблица 3 Характеристика исходных материалов

Наименование исходных материалов Нормативный документ Содержание Ог, масс % Дисперсность по Де-рягину

Эуд, м2/г мкм

Порошок молибдена плазменного восстановления СТП 19-4208-016-88 0,3 19,7 0,03

Карбид титана Изм № 4 к ТИ 484208-3-1-85 0,05 0,7 1,9

В табл 4 приведены режимы получения, результаты химического анализа и дисперсности сложных титано-молибденовых карбидов Рештено-структурные исследования проводили на дифрактометре ДРОН-2 По фрагментам рентгенограмм проводили качественный рентгенофазовый анализ Результаты рентгенофазового анализа показали, что при использовании в качестве исходных порошков карбида титана и молибдена получен твердый раствор молибдена в карбиде титана На рис 11 приведены фрагменты рентгенограмм, снятых с образцов шихты при гомогенизации шихты Т1С и Мо при температурах 1700°С и 2000°С Влияние концентрации молибдена на период кристаллической решетки карбида титана (д) и среднеквадратичные статические смещения атомов в карбиде титана () определяли методами рентгеноструктурного анализа Выбор структурных характеристик (а) и обусловлен тем, что они являются концентрационно зависимыми величинами

Ta&uiua 4. ^йеперещхтгь и химический анапш) ад^ого татадо-мозшбяеково® карбида

И сходное сырье Температура получения карбида °С Химический состав карбида Дисиерс-поси.

расчетное со- „, . данные."ДО. анализа, касс. % держание, % V M.7J MKM

Ti Мо Со5ш' С,,. Ti Мо Fe

Ti С; (Ti, Мо)С 2Ш 40,12 15,48 13,60 40,30 15,0 0,27 0,703 0,552

40, [ 13.5 16,85 13,48 пм 0,4 40 J 5 15,3 0,35 0,460 1,241

30,14 ЗУ, 77 0,22 28,00 19.37 0.35 0.569 1,047 j

25,2 12,0 0,1 41,6 26,9 0,42 0.220 2.622

—"— 3! 95! 29,1 S 11,4 0.12 33,13; 31,25 0,45 0.429 1,697 J.K9

27,49 31,46 10,0 0,12 28,75 33,12 0,38 0,317

24.48 32,5 9,76 0,09 ,21,04 4 [,25 0.29 0,228 ¡ 2,581

TiC; Мо 2000 29,34 15.3 1 1.12 0,1 28,13 12,81 0,24 0.443 1,243

— - 27,55 15,03 12,8.. 1 Т Í2 1,2 28,47 16,8 0,5 0.891 0,461 :

—' - 24,25 16,36 25,2 ' 0.27 21.3 18.13 0,36 0,459 1,18

_f_ — 39,77 11,5 0,35 40,8 25,9 0,45 0.239 2.561

—ГГ— 32,95 30 12,0 0.12 11 11 ■J ->, 1 _J 31.3 0,5 0,225 2.652

29,45 35 12,8 0,38 30,8 34,8 0.33 0,221 2.728

27,49 40 12,0 0,31 28.4 39,7 0,45 0,215 2,901

ra-i Ka»

fit."

U'Hi (i T]

Mo

,¿no>

J l AJ V J j

__ _ —^

__„ _ | _ _|

а б

Рис. ! 1. Фратенш рентгенограмм, ттсшз'четшх при гомогешпашш ¡шгхты ПС и Мо при температурах 1700°С (а) к 2000°С (б).

На рис. 12 приведены Ка, ,а2 - дублеты (311) от образцов (Т1, Мо)С с различным содсрлчанием молибдена. Сверху дня иллюстрации углового разрешения установки ДРОН-2 приведен рефлекс (III) для образца с содержанием молибдена 1 % по массе. При концентрациях Мо 1, 10 и 15 масс. % угловое положение Ка|- рефлекса почти не изменяется, наблюла-

ется лишь уменьшение её амплитудном интенсивности с одновременным увеличением полуширины. Зависимости периода кристаллической решетки и ширины рентгеновских линий в карбиде титана от содержания молибдена приведены на рис, 13. Как видно, с увеличением концентрации молибдена от 1 масс. % до 15 масс. % период решетки Т!С возрастает. Увеличение массового содержания молибдена до 1.0 масс. % ие приводит к снижению периода решетки Т1С ло первоначального значения, которое практически постоянно и при содержании Мо 15 масс. %.

Значения имеют резко немонотонный характер и составляют при концентрациях молибдена б масс. %, 10 масс, % и 15 масс. % соответственно 0,0118 нм; 0.0088 нм и 0,0143 нм, причем величина 0,0088 нм при содержании Мо 10 масс. % близка к значению для чистого молибдена при комнатной температуре у!?;,- 0,0082 нм. Система ("П, Мо)С при всех исследованных концентрациях молибдена однофазна.

Мо.м2С&%

72 72.$

¿8. гюл

I - (но массе) Мо

Рис. 13. Зависимо си. ширины рефлекса (420) и периода кристаллической решетки (Т1, Мо)С от концентрации молибдена.

Рис. 12. Ко,,,., -дублеты (311 > от образцов (71, Мо)С. В правом верхнем углу приведен рефлекс (111) (20 = 35,94°) для образца, содержащего 1% Мо.

При добавлении в композиционный материал на основе карбида титана молибдена металлографическими исследованиями обнаружено, что основная масса (30-40%) карбидных зерен имеет размеры 5-6 мкм (рис. 14). На рентгенограммах сил ¿шов с содержанием молибдена более 5 масс. % отмечается присутствие фазы МсьС (рис. 15). Распределение цементирующей фазы между зернами однородное. Проведенные исследования спеченных образцов подтвердили предположение о том, что в партиях сплава, показавших при испытаниях высокую хрупкость после спекания при температурах 1653-1673 К, происходит распад твердого раствора ( П, Мо)С е появлением на рентгенограммах (рис. 15) четко определяемых фаз "ПС и Мо2С.

Содержание Мо, маес.%

Связующая фаза этих образцов находится в виде интерметаллического соединения Ni ¡Ti.

А 5 6 7 8 S> >9

' "Л'.".. :';рну. v.

а б

Рис 14. Микроструктура св.чцив, нолучсниои> на оеяове сложного (Ti, Мо)С кабила е содержанием 1 % Мо (а) и распределение '010:0 карбидной фазы TjC но фракциям, в зависимое™ от содержания молибдена а сплаве (бк

Таблица 5. Фичн ко-цехан н ч с скис свойства сплава (Ti, MojC-NiTi р, т/м'д " HRÁ

• саЯ£|ИК««ие Mil 4.16"--содержите Мо

• е&хържжпкк N1« i - cír^ispvíjuííif ^ítj

Рис 15. Фрагуенгы рентгенограмм сплава К0% (Ti, Мо)С-20% N'.Ti. содержание молибдена !%(а), 15% (б).

В табл. 5 приведены результаты химического анализа и физнко-

механические свойства полученного сплава. Из данных табл.5 следует, что предел прочности при изгибе в партиях сплава у содержанием молибдена в пределах до 5 масс, % имеет максимальны^ значения, т.е. туги значения находятся в диапазоне 900-1 ] 00 МПа при твердости 92:42.3 HRA, Увеличение содержания молибдена до 20 масс. % приводит к снижению предела прочности при изгибе до значений 400-600 МПа. Следует отметить, что при увеличении содержания молибдена в смеси более 5 масс, % происходит снижение твердости сплава при сохраняющейся его мелкозернистой структуре. Показано, что использований молибдена в сложном карбиде позволяет' получить композиционные материалы на основе карбида титана с мелкозернистой однородной структурой. Установлено, что легирование молибденом в количестве до 5 масс. % приводит к возрастанию твердости и составляет 92...92,3 HRA.

В пятой главе приведены результаты испытаний и оценки работоспособности ответственных и высокоиагружеипых дет алей из композиционного материала на основе карбида титана. Износостойкость ¡те является исключительным свойством инструментального материала, а характеризует сложное взаимодействие инструмента и материала заготовки, зависящее в значительной степени от режимов резания. Вопрос качества инструмента не может быть простым, однако поведение основных групп инструментальных материалов в зависимости от структуры, свойств и состава исследуются с целью дать рекомендации по выбору инструментальных материалов и их дальнейшему совершенствованию. Полученный инструментальный материал можно охарактеризовать и оценить его готовность к применению в качестве режущего инструмента после проведения специальных испытаний по адгезии, диффузии, термостойкости, износостойкости при резании металлов.

Экспериментально установлено что, температура начала схватывания для сплавов КНТ-16 и Т15К6 -1023 К, для ТИ-20 - (073 К, для TiC-KiTi - ] 123 К. При Í273 К трудно однозначно сказать об адгезии, так как имеют место интенсивные диффузионные процессы. Из результатов по оценке адгезии сплавов, представленных на рис. 16 видно, что разрушающее напряжение наибольшее у сплава Т15К6, а наименьшее у TiC - Nili. Сплавы ТН-20 и КНТ-16 занимают промежуточное положение. Результаты показывают, что адгезионные процессы при резании ст алей будут проходить с меньшей ин-

Рис, ¡й. Результаты алгеяюнного теста /ста твердых сплавов.

тенснвностьЮ у сплава TiC — NiTi. Следовательно, наиболее стойкий к адгезии. по результатам теста, сплав TiC - NiTi. так как этот сплав имеет наименьшее разрушающее напряжение. Для правильного выбора режимов резания необходимо определить зону наросгообразования.

Отклонения у сплавов ТК-20, T15К6, КНТ-16 в значениях длины контакта незначительны, но длина контакта стружки с резном у этих ermaß оВ: значительно превышает длину контакта сплава TiC-NiTi в диапазоне скоростей от 0,25-i .91 м/с и подач от 0.07 до 0,57 мм/об (рис. 17). Величина длины кон-jnwt-л * сплава ¡ и i! i на 30-40 % ниже, чем у сплавов ТН-20, Т15К6, КНТ-16. Зона схватывания у сплавов ТН-20, Т15К6, КНТ-16 ) г v. ф составляет 0,25-1,66 м/с, у

Рис. 17. Зависимость длины контакта стружка е ре-зиом сплдва TiC-NiTi ограничен» от скорости и подачи при глубине резания 1=3мм на , |6 м/с/д.шна ко,1Так.

та стружки с резцом уменьшается при использовании в качестве связующей фазы в композиционном материале никелида титана.

Диффузионные процессы, происходящие на контактных поверхностях, очень сложны. Оценку склонности к диффузионному износу инструмента из сплава TiC-NiT i при точении стати в сравнении со сплавом ТН-20 проводили по диффузионному тесту, результаты которого «оказывают что, в переходной зоне сталь — ТН-20 увеличивается содержание никеля, о чем свидетельствует четкий пик характеристического спектра никеля, по на глубине 3,5 мкм он исчезает. Характеристический спектр Ti пропадает на глубине 2,| мкм. Характеристический спектр Fe практически реально различим на глубине 8.6 мкм (рис. 18а). Снимок зоны контакта (рис. 19а) показывает, что ярко выраженной переходной зоны нет, но поверхности стали и ТН-20 образуют прочный контакт. На рис. 186 представлены результаты исследования зоны контакта сталь TiC-NiTi, Характеристический спектр железа в сплаве практически отсутствует. Также нет характеристического спектра никеля в стали, Ti исчезает на глубине 1,5 мкм. Это свидетельствует о низкой склонности диффузии сплава TiC-NiTi к низколегированной стали- Снимок зоны контакта сплава TiC-NiTi со сталью показывает; что в отличие от сплава ТН-20 пет плотного контакта по всей поверхности соприкосновения (рис, 196).

с, Щ к

■О VM

Рис. IS. Результаты локального peinreiroспектрального микроанализа зоны контакта: а) Т11-20 — Ста.ть35; б) TiC-NiTi -- С.мь35

Термостойкость твёрдого еялава показывает возможность его использования при прерывистой обработке, в процессе которой материал подвергается Многократному нагреванию -охлаждению, В результате такого воздействия в инструментальном материале возникают термические трещины. Результаты испытаний показали, что Рве, 19. Зона контакта гто диффузионному спаю: наибольшее число циклов без а) ТН-20-Сталь35,6)TlC-NiTi-CmTb3S разрушения выдержали сплавы TiC-NiTi и КИТ-16, наихудший результат показал сплав ТН-20 (рис. 20), Не намного более стоек сплав TJ 5К6, Иначе говоря наибольшей термоустойчивостью обладают сплавы КНТ-16 и TiC-NiTi.

Результаты по прерывистому и непрерывному точению малоуглеродистой стали 35 (ств~ 600 МПа), приведенные на рис. 21 показывают, что потеря режущих свойств наступает вследствие изнашивания главной и вспомогательной режущих кромок. Сравнение стойкостных зависимостей сплавов продемонстрировало, что стойкость пластин из сплава ТН-20 выше при непрерывном точении, чем у марок Т15Кб и TiC-NiTi. Сравнение пластин из сплаве® ТН-

20

¡о

(нагрееятче-а.\.шждепне] \ да ¡шруншиья

¡¡¡Я

1 J

1-я

итн-ге втш® шкта-й апс-нш

Ряс. 20. Результаты опенки термостойкости твердых сплавов но циклу нагревание-охлаждение до разрушения у четырехтран-Hhd l:;./5.r типа SNIFN7

20, "ПС—КГП и Т15К§ показало. Что во всех исследованных диапазонах скоростей резания износостойкость пластины из сплава марки Т1С—NГ"Г1 выше, чем из Т15К6 и ТН-20 (рис. 216).

Рис. 21. Зависимость скорость-стойкость при точении СталиЗЗ ¡шегшташ типа а) йенрсрыввое точение (V- 1,0мм; 0.2мм''об); б) прерывистое точение (1-1,5мм;

Следует отметить, что в отличие от сплава ТН-20, разрушающегося хрупкими сколами, что наглядно продемонстрировано на рис. 22, сплав ТЮ-МГП изнашивается равномерно за счет отрыва частиц из тела резца (рис. 22). При этом износ поверхности характеризуется ВЯЗКИМ отрывом частиц, КОТО- Рис. 22 Поверхности ты носа сплавов ¡11-20 (а) рыс удаляются из связки, что и ИС-ЫЩ (б) при прерывистом точении стали, отлично механизму изнашивания при непрерывном резании. При непрерывном и прерывистом точении у сплава Т15К6 образуется лунка износа на передней нонерхноаи. Этот факт, по сравнению с рнпномерным изнашиванием с]става 'Г¡С-N¡71 в тех же условиях, говорит о преимуществе в сопротивлении передней поверхности сплавов на основе карбида титана к изнашиванию сходящей стружкой. В пользу применения при обработке металлов резанием сплавом Т)С-МГП говорит тот факт, что режущие свойства сплава ПС-ЫГП не уступают режущим свойствам сплава Т15К6, наиболее применяемого в качестве материала режущего инструмента для ш«коупсеро диеты х сталей.

Окончательная оценка качества инструмента, т е степени 1 отовности, в которой он удовлетворяет своему назначению и предъявляемым к нему требованиям, может быть дана только на основе результатов испытаний в работе на конкретной операции обработки Анализируя результаты испытаний в ИФПМ СО РАН, Новосибирском приборном заводе, Магнитогорском штамповочном заводе, ОАО "БЦБК", ОАО "Балтика", ООО "Хомск-водопроект", ОАО "Сибэнергосетьстрой" следует отметить, что при испытаниях инструмента из сплава "ПС — N1X1 не было случаев отказа инструмента по причинам получения брака по размерам деталей, по шероховатости, появлению признаков ненормальной работы (вибрации станка, изделия, инструмента, повышение температуры в зоне резания, увеличение усилий резания, ненормальное стружкообразование, выкрашивание или поломка инструмента), что свидетельствует о надежности инструмента Удельный экономический эффект (рассчитанный на 1т сплава) составит 32,3 тыс руб

Таким образом, производственные испытания и расчет экономической эффективности применения сплава Х'С—N1X1 в производстве показывают возможность его использования со значительным эффектом ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1 На основании проведенных исследований изучено влияние легирования исходных порошков и термокинетических факторов на формирование структуры, которая обеспечивает высокие физико-механические свойства и эксплуатационные качества композиционного материала Полученные данные легли в основу развития способов регулирования структуры, свойств и эксплуатационных качеств композиционного материала Т1С — N1X1 на различных стадиях технологического процесса Физический подход к изучению влияния исходных порошков и термокинетических факторов технологических процессов позволил выделить способ контроля связи между изменением микроструктуры, в том числе тонкой, а также между структурой и физико-механическими свойствами композиционного материала Т1С - N1X1, заключающийся в контроле интегральной ширины рентгеновских линий на всех стадиях технологического процесса

2 Выявлено, что вследствие высокой активности титана, находящегося в никелиде титана, происходит интенсивное взаимодействие между Х1С и цементирующей фазой с образованием фазы N13X1, значительно ох-рупчивающей материал Хакое взаимодействие начинается при температуре 800 °С, значительно меньшей чем при температуре плавления связующей фазы, что определяет технологические возможности получения качественного композиционного материала Т1С-№Х1

3 Методами структурного анализа установлено, что способ получения исходного сырья определяет физико-механические характеристики и структуру композиционного материала на основе карбида титана Получен двухфазный композиционный материал Х1С-№Х1 с использованием карби-

да титана достехиометрического состава Установлено влияние субструктуры на структурообразование, фазовый состав и свойства композиционного материала Т1С-К'1Т1 На основе данных исследований разработан состав композиционного материала, защищенный авторским свидетельством

4 Выполнение противоречивых требований по обеспечению прочности, надежности и долговечности, предъявляемых к инструментальным материалам, может быть обеспечено только высокоэнергетическим воздействием на материал в процессе изготовления На основе анализа структуры, полученной путем различных технологических процессов изготовления композиционного материала на основе карбида титана разработан способ спекания прямым пропусканием тока, позволяющий получить мелкозернистую структуру матричного типа композиционного материала Т1С-Ы1Т1 Установлено, что влияние способа спекания прямым пропусканием тока заключается в повышении на порядок термокинетического воздействия на композиционный материал в процессе изготовления, относительно техно-ло1ического процесса принятого в производстве, что обеспечивает сохранение мелкозернистой структуры, заданной исходным размером и кристаллической структурой порошка Это обеспечивает повышение механических свойств композиционного материала, твердость и прочность на изгиб которых соответственно составляют 91 НИА и 1100 МПа Определен интервал режимов спекания прямым пропусканием тока, обеспечивающий оптимальные уровни прочности и твердости

5 Установлено положительное влияние на повышение твердости композиционного сплава Т1С-№Т| добавок молибдена в карбидную фазу Легирование молибденом приводит к возрастанию твердости до 92 НЙА На основе анализа изменения твердости и прочности композиционного материала Т1С-М1Т1 в зависимости от добавок молибдена в карбидную фазу разработан состав безвольфрамового твердого сплава ТЧС-ЫгЛ защищенный авторским свидетельством

6 Результаты численного моделирования упруго-пластического деформирования обрабатываемого материала и стружки показали, что при врезании величина контактных нагрузок в 1,5 раза превышает контактные нагрузки между обрабатываемым материалом и резцом на установившейся стадии процесса резания, значения которых для стали 1100 МПа, латуни -700 МПа Данная методика решения задачи позволяет раздельно учесть влияние на процесс факторов упрочнения, трения, температуры Установлено соответствие между формой зоны пластического течения и формой стружки

7 Комплексными триботехническими испытаниями сплава Т1С-№Т1 на стойкость и специальными тестами установлено, что исследованное сочетание порошкового материала и спекания прямым пропусканием тока позволяет обеспечить работоспособность инструмента при различных внешних воздействиях Спекание прямым пропусканием тока сплава Т1С-

NiTi повышает стойкость инструмента Результаты проведенных исследований успешно используются в Томском политехническом университете при обучении студентов машиностроительных специальностей в течение нескольких лет

8 Разработаны технологические рекомендации и эффективные процессы получения композиционного материала TiC-NiTi с повышенными показателями прочности и твердости Все это, наряду с комплексными и широкомасштабными характеристиками сплавов и деталей из них, позволяет существенно повысить надежность и эффективность применения сплава T1C-N1T1 в деталях для машиностроительного и гранспортного производства

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих работах:

1 Бурков П В Исследование свойств безвольфрамового твердого сплава при частичной замене титана молибденом / ГГ В Бурков Н Перспективные материалы — 2002 - № 3 - С 61-66

2 Бурков П В Рентгенографические исследования изменений исходных продуктов, полуфабрикатов и спеченных твердых сплавов на разных стадиях технологического процесса / Бурков П В // Изв вузов ТПУ -2004 -№ 1 -С 113-119

3 Бурков П В Оптимизация режимов горячего прессования TiC-NiTi/П В Бурков//ВестникТГПУ -2004 - №6 - С 72-76

4 Бурков П В Динамическое численное моделирование напряженно-деформированного состояния обрабатываемого изделия и стружки / П В Бурков, Ю П Стефанов И Вестник ТГПУ -2004 -№6 -С 77-81

5 Бурков П В Композиционный материал для электродов электрофильтров очистки воздушных выбросов ГРЭС / П В Бурков, В Ф Рапута, Е П Чебыкин // Оптика атмосферы и океана - 2001 — Г 12 - №6 -Томск -С 540-543

6 Бурков П В Структура и механические свойства твердого сплава TiC-NiTi / П В Бурков, С Н Кульков // Вопросы оборонной техники — Москва, 1987 - С 29-34

7 Бурков П В Формирование структуры, фазовый состав и свойства композиционного материала TiC-NiTi в зависимости от содержания углерода в карбиде титана и частичной замене титана молибденом / П В Бурков, С Н Кульков//Ползуновский вестник -2005 -№2 - С 10-15

8 Бурков П В , Кульков С Н Влияние содержания молибдена на структурные характеристики двойного карбида (Ti, Мо)С // Ползуновский вестник -2005 -№2 -С 55-61

9 Бурков П В Износостойкость композиционного материала на основе карбида титана / П В Бурков // Обработка металлов - 2005 - № 1 -С 27-29

10 Бурков П В Использование композиционного материала на осно-

ве карбида титана для деревообрабатывающего инструмента / П В Бурков //Обработка металлов -2005 -№2 -С 34-37

11 Бурков П В Исследование модификации поверхности воздействием ионного пучка / П В Бурков // Известия Самарского научного центра РАН Специальный выпуск - 2005 - С 273-278

12 Бурков П В Горячее прессование TiC-NiTi / П В Бурков // Обработка металлов -2006 -№ 4 - С 25-28

13 Бурков П В Исследование структурной наследственности при спекании порошков TiC-NiTi пропусканием электрического тока / П В Бурков, А В Головинова // Фундаментальные проблемы современного материаловедения -2006 -№4 -С 94—97

14 Dynamic simulation of chip generation and formation m metal cutting / P V Burkov, U P Stefanov, P V Makarov, V S Matveev // Theoretical and Applied Fracture Mechanics - 1997 -V 28.-№6 -P 41-46

15 Бурков П В Композиты с демпфирующими структурами получение, свойства, применение / П В Бурков, С H Кульков, Г А Прибытков /7 Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов В 2 т / Под ред В Е Панина — Новосибирск Наука, 1995 — Т 2-С 162-175

16 А с № 1350742 СССР, МКИ С 22 С 29/00 Твердый сплав, содержащий TiC-NiTi / П В Бурков, С H Кульков, В Е Панин , Опубл 1987

17 А с №1354742 СССР, МКИ В 03 В 5/32 Твердый сплав. / П В Бурков, С H Кульков, В Е Панин , Опубл 1986

18 Бурков П В Исследование воздействия облучения на сплав TiC-NiTi / П В Бурков // Труды международной конференции по радиационному материаловедению -Алушта, 1990 — С 4—10

19 Бурков П В Износ инструмента из безвольфрамового твердого сплава с демпфирующей связкой / П В Бурков, С H Кульков, В Е Панин // Практика разработки и внедрения новых прогрессивных методов порошковой металлургии Труды Всероссийской научно-технической конференции -Челябинск, 1986 -С 83-86

20 Burkov P V The powder metallurgy process influencing the fine structure and phase composition TiC-NiTi alloys / P V Burkov // Proc Moscow Int Conf Of Composites Publishing by Elsever Sei Publisher - Moscow — 1991 -P 23-28

21 Бурков П В Применение безвольфрамовых твердых сплавов с демпфирующей связкой для резания металлов / П В Бурков // Практика разработки и внедрения новых прогрессивных методов порошковой металлургии Труды Всероссийской научно-технической конференции — Челябинск, 1986 -С 86-89

22 Бурков П В Влияние схемы горячего прессования на свойства композиционного материала Ti-NiTi / П В Бурков, Л M Молчунова, С С Швецов // Сборник трудов Донецкого физико-технического института. — Донецк -1989 - С 43-^7

23 Бурков П В Завивание и ломание стружки пластинами из без-

вольфрамовых твердых сплавов с демпфирующими связками / П В Бурков, С Н Кульков, В С Матвеев // Проектирование и эксплуатация режущих инструментов в ГАП Труды Всероссийской научно-технической конференции — Свердловск — 1987 -С 54-57

24 Свойства и применение безвольфрамовых твердых сплавов с демпфирующими связками / П В Бурков, В Е Панин, С Н Кульков, А С Востриков // Сборник трудов Всесоюзной конференции "Материалы на основе карбидов" -Киев Науковадумка - 1987 -С 114—121

25 Бурков П В Проблемы завивания металлической стружки пластинами из безвольфрамовых твердых сплавов с демпфирующими связками / П В Бурков, В С Матвеев, С С Швецов // Сб Интенсификация машиностроительного производства на основе применения прогрессивной технологии - Ленинград — 1989 -С 63-65

26 Бурков П В Закономерности изменения температуры при пропускании электрического тока через порошок NiTi / П В Бурков, С С Швецов // Труды международной конференции «Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов», 12-17 декабря 1990 г -Юрмала, 1990 - С 30-32

27 Бурков П В Исследование твердых сплавов на основе карбида титана с никелидом титана / П В Бурков, С С Швецов // Материалы с эффектом памяти формы и их применение Сб трудов - Новгород-Ленинград - 1989 -С 123-127

28 Бурков П В Влияние размола на тонкую структуру, фазовый состав, свойства TiC-NiTi / П В Бурков, С П Буркова // Современные проблемы физического материаловедения -Киев-1990 -С 24—29

29 Burkov Р V Influence of method of heating on structure and phases of composites under hot pressing / P V Burkov, S S Shvetsov // II Chxno-Russian Symp, China, 1993 Publishing by Shaonni Sei And Tech Press -China, 1993 -P 45-49

30 Бурков П В Спекание порошков TiC-NiTi пропусканием электрического тока / П В Бурков // Труды международной конференции по обработке материалов — Самара — 2007 — С 42-46

31 Бурков П В Твердый раствор молибдена в карбиде титана, рент-геноструктурные исследования / П В Бурков // Научные труды V Международного семинара «Современные проблемы прочности» В 2 т - Великий Новгород Изд-воНовГУ, 2001 -Т 1 -С 256-260

32 Бурков П В Технология получения безвольфрамового твердого сплава при частичной замене титана молибденом / П В Бурков // Труды Второй Международной научно-технической конференции «Экспериментальные методы в физике структурно-неоднородных конденсированных сред», 3-4 октября 2001 г — Барнаул Изд-во Алтайского университета, 2001 -С 44-49

33 Бурков П В Численное моделирование процесса резания металлов / Ю П Стефанов, П В Бурков, П В Макаров // Сборник трудов XIII Международной конференции по моделям механики сплошной среды —

Санкт-Петербург, 1995 -С 201-208

34 Исследование влияния трения между режущим инструментом и заготовкой в процессе резания металлов методами численного моделирования / П В Бурков, Ю П Стефанов, П В Макаров, В С Матвеев // Трибология и технология Сборник трудов международного симпозиума «Сла-вянтрибо-4», июнь 1997 -Санкт-Петербург, 1997 -С 85-91

35 Бурков П В Структурообразование композиционного материала на основе быстрорежущей стали / П В Бурков, Ю H Сараев, А В Тютев // Порошковая металлургия и композиционные материалы Сб трудов -Ленинград -1990 - С 42-46

36 Бурков П В Влияние размола на тонкую структуру, фазовый состав и свойства TiC-NiTi / П В Бурков // Сб Современные проблемы физического материаловедения -Киев - 1990 - С 24—29

37 Burkov Р V The wearing of the back surface of tools made of the TiC-NiTi composite material / P V Burkov, V E Panm, S N Kulkov // 8-th International Conference on Wear of Materials, Florida, Proc Sei - Florida -1991 -P 112-122

38 Бурков П В Закономерности изменения температуры при пропускании электрического тока через порошок NiTi / П В Бурков, С С Швецов // Сборник трудов Международной конференции «Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов» - Юрмала, 1990 - С 30-32

39 Бурков П В Применение безвольфрамового твердого сплава с демпфирующей связкой для черновой обработки материалов / П В Бурков, С H Кульков // Новые конструкционные материалы и покрытия -1988 - С 57-64

40 Бурков П В Исследование модификации поверхности стали под воздействием ионного пучка / П В Бурков, А А Синебрюхов, Е В Пьяных // Международная конференция «Новейшие процессы и материалы в порошковой металлургии», РМ-97 Сборник трудов - Киев - 1997 — С 136-140

41 Application of Micro- second Plasma Opening Switch for Metal Surface Hardening / P V Burkov V M Bystritskii, A A Sinebryukhov, V A Si-nebryukhov, I Lisitsyn // Submitted to the Conference on Novel applications of Lasers and Pulsed, part of the SPIE International Symposium on Photonics West -Columbia, 1995 -P 232-237

42 Исследование модификации быстрорежущей стали под воздействием ионного пучка / П В Бурков, А А Синебрюхов, А В Хапламов А И Яуфман // Трибология и технология Сборник трудов международного симпозиума «Славяптрибо-4», июнь 1997 - Санкт-Петербург, 1997 - С 111-116

Подписано к печати

Формат 60*84/16 Бумага офсетная

Плоская печать Уел печ л 1,86 Уч-изд л 1,68

Тираж 150 экз Заказ №744 Цена свободная

Издательство ЮТИ ТПУ Ризограф ЮТИ ТПУ

652050, г Юрга, Кемеровской обл , ул Московская, 17