автореферат диссертации по металлургии, 05.16.06, диссертация на тему:Теоретические предпосылки обеспечения заданного качества порошковых изделий и рекомендации по их практической реализации

Министерство образования Российской Федерации Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Южно-Российский государственный технический университет (Новочеркасский политехнический институт)"

л 1//| На правах рукописи

Скориков Александр Валентинович

ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ ПРЕДПОСЫЛКИ ОБЕСПЕЧЕНИЯ ЗАДАННОГО КАЧЕСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ И РЕКОМЕНДАЦИИ ПО ИХ ПРАКТИЧЕСКОЙ РЕАЛИЗАЦИИ

Специальности: 05.16.06. - "Порошковая металлургия и

композиционные материалы" 05.03.01. - "Технологии ^оборудование механической и физико-технической обработки"

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Новочеркасск 2003

Работа выполнена в Южно-Российском государственном техническом университете (Новочеркасском политехническом институте)

Научный консультант: Заслуженный деятель науки и техники РФ,

доктор технических наук, профессор Дорофеев Ю. Г.

Официальные оппоненты: доктор технических наук,

Зашита состоится " 25 " декабря 2003 г. в 10 часов на заседании диссертационного Совета ДР.212.304.06 при государственном образовательном учреждении высшего профессионального образования "Южно-Российский государственный технический университет (Новочеркасский политехнический институт)" по адресу: 346428, Ростовская область, г. Новочеркасск, ул. Просвещения 132, ауд. 107.

С диссертацией можно ознакомиться в научной библиотеке ГОУ ВПО ЮРГТУ (НПИ).

профессор Жердицкий Н. Т.

доктор технических наук, профессор Вернигоров Ю. М.

доктор технических наук, профессор Солоненко В. Г.

Ведущая организация: Волгоградский государственный технический университет.

Автореферат разослан

" 2003 г.

Ученый секретарь диссерт совета, доцент, к.т.н.

Горшков С. А.

2ое>?-А

Одо<=>4 з

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Проблема повышения эффективности и качества производства порошковых изделий из высокопрочных конструкционных сталей стала актуальной практически сразу же, как только технологии порошковой металлургии вышли за рамки экспериментальных исследований. Наилучшим образом эта проблема решается сочетанием различных технологических методов получения изделий, таких как; горячая обработка давлением порошковых заготовок (ГОДПЗ), термическая (ТО), механическая (МО), и химико-термическая обработка (ХТО). По мере освоения промышленностью сложных и высокоточных деталей такой подход стал очевидным. В настоящее время уже не подвергается сомнению тот факт, что обработка резанием отдельных поверхностей порошковых деталей, таких как посадочные поверхности высокой точности, пазы, резьбы, отверстия малого диаметра и ряд других подобных элементов, является наиболее эффективным методом формообразования. Помимо этого, достижение предельной точности размеров на операции ГОДПЗ без применения МО не всегда технически и экономически целесообразно, так как вынуждает неоправданно завышать точность рабочих элементов штамповой оснастки и ограничивать срок ее эксплуатации их размерным износом. Наилучшие технико-экономические показатели технологического процесса изготовления порошковых изделий, как правило, достигаются при рациональном сочетании операций ГОДПЗ и МО.

Особый интерес при производстве порошковых изделий представляет сочетание таких технологий, как ГОДПЗ, МО и ХТО. При этом возможно получение деталей из углеродистых сталей сложной формы с высокой прочностью, твердостью и размерной точностью, а также со свойствами поверхностей, не уступающих деталям, изготовленным из легированных сталей. Однако комплексных исследований в этом направлении практически не велось.

Всем этим обусловлена актуальность исследований в области повышения эффективности и качества изготовления изделий из горячедеформи-рованных порошковых сталей (ГДПС) конструкционного назначения. В качестве приоритетных следует выделить исследования, связанные с улучшением показателей обрабатываемости резанием ГДПС в сочетании с совершенствованием методов их ТО и ХТО.

Диссертационная работа выполнена в соответствии с заданиями Единого плана проведения исследований, разработок и опытных работ МНТК "Порошковая металлургия" на 1986-1990 гг. (приказ Минвуза СССР № 600 от 18 августа 1986 г.); межвузовских научно-технических программ Российской Федерации: "Исследования в области порошковой металлургии" (темы 94/16Т и 95/5И) и "Перспективные материалы" (тема 95-99/17Ф); госбюджетных тем: 49.94 "Фундаментальные исследования в области формирования структуры и свойств порошковых материалов, а также их формирования при горячей обработке давлением" на 1994-1998 гг., 2.99Ф "Исследование закономерностей формирования структуры и свойств порошковых композиционных материалов и формирования заготовок при термомеханической обработке" на 1999-2003 г.г., 002 "Научные исследова^иТ^усдо^йщрадмЛАЯ-]

библиотека 1

ласти новых материалов" на 2000 г., раздел "Функциональные порошковые материалы" (проект 04.01.09), а также заданий большого числа производственных и научно-исследовательских организаций страны и др.

Цель исследования: обеспечение заданного качества изделий из порошковых сталей посредством разработки теоретических предпосылок и практических рекомендаций по усовершенствованию технологических решений на основании исследований структуры, состава и свойств материалов, формируемых в процессе ГОДПЗ, их МО, ТО и ХТО.

Для реализации поставленной цели требуется решить следующие задачи:

1. Теоретически и практически обосновать предпосылки повышения эффективности и качества изготовления изделий из ГДПС путем построения рациональной структуры технологических процессов ГОДПЗ в сочетании с МО, ТО и ХТО.

2. Определить влияние технологических параметров получения, структуры и свойств ГДПС на физические закономерности процессов их последующей МО и ХТО, выявить особенности формирования структуры и свойств поверхностей изделий.

3. Обосновать состав и методы получения ГДПС с улучшенными технологическими и эксплуатационными свойствами. Выявить особенности их структурообразования и оптимизировать технологические параметры изготовления.

4. Разработать эффективные методы ХТО ГДПС, выявить особенности формирования структуры диффузионных слоев, оптимизировать технологические параметры процессов.

5. Сформулировать практические рекомендации по обеспечению заданного качества изделий из ГДПС и повышению эффективности их изготовления для различных областей применения, обеспечить их внедрение в производство.

Автор защищает.

1. Теоретические предпосылки и практические рекомендации по обеспечению заданного качества изделий из ГДПС, полученные на основании исследований их структуры и свойств в процессе ГОДПЗ, МО, ТО и ХТО.

2. Результаты исследований влияния структуры и свойств ГДПС на физические закономерности процессов их МО и ХТО и особенности формирования структуры и свойств поверхностей изделий, подвергшихся этим видам обработки.

3. Методы совершенствования состава и технологии получения ГДПС с улучшенными технологическими свойствами, результаты исследований процессов их структурообразования.

4. Разработки по совершенствованию процессов ХТО, направленные на их интенсификацию, улучшение технологических и эксплуатационных свойств ГДПС, а также результаты исследований процессов структурообразования и формирования диффузионных слоев.

5. Рекомендации по повышению эффективности и качества изготовлений изделий из ГДПС, методы оптимизации технологических решений.

Научная новизна:

1. Доказано, что такие свойства ГДПС, как высокая прочность и твердость, пониженная теплопроводность, повышенное содержание твердых неметаллических включений, склонность материала к окислению при высоких температурах, наследственная мелкозернистость, возможная гетерогенность структуры и повышенная дефектность субструктуры значительно ухудшают их обрабатываемость резанием, интенсифицируют все виды износа режущего инструмента, приводят к снижению параметров резания. Обосновано, что технологические процессы, сочетающие ГОДПЗ с МО, ТО и ХТО позволяют изготавливать из ГДПС изделия сложной формы, повысить их точность, качество и эксплуатационные свойства, снизить себестоимость изготовления.

2. Показано, что с увеличением остаточной пористости в пределах, характерных для ГДПС, обрабатываемость резанием улучшается, так как в этом случае прочностные свойства порошковых сталей (ПС) снижаются более интенсивно, чем теплофизические. Установлена функциональная зависимость между пористостью ГДПС и оптимальными параметрами механической обработки.

3. Выявлено, что в процессе резания ГДПС слой обработанной поверхности уплотняется до остаточной пористости 0,5% и менее. Это приводит к тому, что параметры субструктуры поверхностного слоя ГДПС с различной исходной пористостью после МО на оптимальных для каждого значения пористости режимах практически не отличаются. Дефектность субструктуры ГДПС после МО выше, чем у горячекатаных сталей, что объясняется изначально большей величиной дефектности субструктуры исходных ПМ.

4. Определено влияние структуры ГДПС на обрабатываемость резанием. Показано, что наивысшая производительность обработки и стойкость режущего инструмента наблюдаются после высокотемпературного отжига, приводящего к залечиванию дефектов структуры и коагуляции неметаллических включений. Лучшая шероховатость обработанной поверхности обеспечивается при ТО на мелкодисперсный пластинчатый перлит, что связано со склонностью ПС к адгезионному взаимодействию с материалом режущей части инструмента. Установлено, что термоциклическая обработка (ТЦО) ГДПС существенно улучшает как обрабатываемость резанием, так и прочностные и пластические свойства материала, так как способствует интенсивному дроблению и коагуляции цементита и твердых неметаллических включений.

5. Установлена возможность улучшения технологических свойств ГДПС за счет легирования их легкоплавкими металлами (свинец и висмут), не вступающими во взаимодействие с железной матрицей и углеродом, а также кальций- и кальцийфосфорсодержащими соединениями, разлагающимися на стадии спекания с образованием активных восстановительных элементов. Выявлены особенности структурообразования этих материалов и оптимизирован состав присадок. Определены закономерности влияния легирующих присадок на физико-механические свойства и обрабатываемость резанием. Показано, что улучшение обрабатываемости резанием ГДПС связано с благоприятным влиянием легирующих элементов на состав и морфологию

неметаллических включений, состояние межзеренных и межчастичных границ, а также на свойства материала в зоне стружкообразования.

6. Показано, что при интенсивных методах ХТО разветвленность межзеренных границ и высокая степень дефектности субструктуры способствуют ускоренному формированию диффузионных слоев без образования в поверхностных слоях сплошной карбидной зоны.

Практическая ценность.

1. Предложены практические рекомендации по повышению эффективности технологических процессов изготовления деталей из ГДПС с применением операций МО и ХТО.

2. Разработаны технологические процессы получения нескольких марок ГДПС, легированных свинцом, висмутом, кальций- и капьцийфосфорсо-держащими соединениями с улучшенными показателями обрабатываемости резанием и не уступающими по физико-механическим и эксплуатационным свойствам нелегированным материалам. Для всех предлагаемых ГДПС разработаны расчетные зависимости по выбору оптимального сочетания элементов режимов резания.

3. Предложены режимы ТО ГДПС, позволяющие повысить производительность обработки резанием и стойкость режущего инструмента в 1,5 -1,8 раза, улучшить показатели качества обработанных поверхностей.

4. Разработаны технологии диффузионного хромирования (ДХ) ГДПС, позволяющие значительно улучшить коррозионо- и износостойкость деталей из ПС, а также интенсифицировать процессы ХТО в 5 -10 раз.

Реализация результатов работы. Разработанные технологии были применены на ПО "Эльбрус", г. Изобильный Ставропольского края, для изготовления корпусов штекерных разъемов; на АО "Ростсельмаш"; на ПО "Артемовский машиностроительный завод" для изготовления детали "стакан" редукторов центробежных вентиляторов; на ОАО "Армалит", г. Санкт-Петербург, для производства детали "втулка специальная" запорной арматуры корабельных устройств. Годовой экономический эффект, приведенный к ценам 2000 года, составляет более 5 миллионов руб.

Апробация работы._Основное содержание диссертации отражено в 101 публикации, в том числе монографии и статьях, опубликованных в журналах "Порошковая металлургия", "Известия вузов Северо-Кавказского научного центра высшей школы" и др. рецензируемых изданиях, 6 авторских свидетельствах и патентах. Результаты работы доложены и обсуждены на 10 международных и 7 всесоюзных конференциях, а также других форумах.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, общих выводов, списка использованной литературы и содержит 258 страниц текста, 52 таблицы, 120 рисунков, 284 наименования литературных источников и приложения на 12 стр.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Введение. Обоснована актуальность работы, отражены основные направления и объекты исследований.

В первой главе представлены обзор работ по теме диссертации и анализ вопросов, определяющих направления исследований. Проанализированы методы повышения эффективности и качества изготовления изделий из ГДПС. Обосновано положение, согласно которому одним из перспективных путей в этом направлении является применение различных технологий, дополняющих ГОДПЗ, таких как: МО, ТО и ХТО.

Проведен анализ результатов исследований по обрабатываемости резанием порошковых материалов (ПМ). Установлено, что подавляющее большинство работ посвящено спеченным порошковым материалам (СПМ), которые и рассматривались как ближайшие аналоги ГДПС. Показатели обрабатываемости резанием СПМ значительно отличаются от аналогичных показателей близких по химическому составу литых (ЛС) и горячекатаных сталей (ГКС), и находятся в тесной взаимосвязи со структурой материала. Пониженная теплопроводность, склонность к окислению, наличие твердых неметаллических включений, значительная остаточная пористость СПМ являются причиной интенсивного износа режущего инструмента. В то же время, рекомендации этих авторов нельзя в полной мере использовать для прогнозирования обрабатываемости ГДПС. Последние, согласно работам Ю.Г. Дорофеева, В.И. Устименко и др., существенно отличаются от СПМ по структуре и свойствам, при минимальной остаточной пористости имеют высокую твердость и прочность, для них характерна наследственная мелкозернистость и высокая степень дефектности субструктуры. Сделаны выводы об отнесении ГДПС к классу труднообрабатываемых материалов и о необходимости проведения дальнейших исследований в этом направлении.

Одним из таких направлений является оптимизация режимов резания. Наиболее кардинальным решением проблемы является разработка ГДПС улучшенной обрабатываемости резанием путем легирования. Это следует из работ, направленных на улучшение обрабатываемости резанием ЛС и ГКС. В то же время указано, что подобные работы по улучшению свойств ГДПС крайне малочисленны, и требуются значительные дополнительные исследования. Показана их перспективность, позволяющая в полной мере реализовать преимущества технологии порошковой металлургии, а также пути решения проблемы.

Установлено, что при производстве порошковых изделий не в полной мере используются возможности ТО для улучшения обрабатываемости ГДПС. Исходя из особенностей структуры ГДПС, следует ожидать положительных результатов при применении отжига и ТЦО, в том числе и с применением ТВЧ.

На основании анализа публикаций определено еще одно направление по улучшению качества изделий из ГДПС, связанное с ХТО. Рассматривались процессы ДХ, позволяющие улучшить эксплуатационные свойства углеродистых ГДПС. Исходя из особенностей структуры ГДПС, показана перспективность методов жидкостного насыщения в сочетании с такими способами интенсификации процесса, как электролиз ионных расплавов и нагрев ТВЧ.

В заключительной части главы сформулированы цель и задачи исследований.

Во второй главе рассматривалось влияние особенностей ГДПС на обрабатываемость резанием и формирование структуры их поверхностных слоев в процессе обработки.

При обработке резанием ГДПС, также как ГКС и ЛС, зависимости относительного линейного износа режущего инструмента Ьол от скорости резания - V носят экстремальный характер с точкой минимума Ьоло, который формируется преимущественно под действием уменьшающегося адгезионного и возрастающего диффузионного износа. Соответствующие этой точке значения скорости резания У0, усилия резания Рго и температуры в зоне резания 1о были приняты в качестве оценочных критериев обрабатываемости.

Для ГДПС характерны следующие особенности. По сравнению с ГКС значениям ^ соответствуют более низкие скорости резания, так как ПС обладают пониженной теплопроводностью, что связано, главным образом с такими особенностями их структуры, как наследственная мелкозернистость, высокая плотность дислокаций и дисперсность субструктуры. Эти же структурные особенности являются причиной интенсификации преимущественно диффузионного износа режущего инструмента, что приводит к смещению Ьолов сторону более низких температур резания.

С увеличением пористости ГДПС до 5% и выше, их прочностные свойства ухудшаются более значительно, чем уменьшается теплопроводность. В результате У0 возрастает, а Ьоло и Р7Л уменьшаются. Уменьшение Ьоло происходит преимущественно за счет снижения адгезионной составляющей износа. Диффузионный износ с увеличением пористости возрастает за счет увеличения У0- Эти два фактора приводят к тому, что с увеличением пористости значение 1о смещается в сторону меньших температур. При этом величина ^ всегда выше температуры фазовых превращений аБе - уРе, начиная с которой интенсифицируется диффузионный износ (рис. 1).

Склонность к окислению ГДПС при высоких температурах вызывает повышенный абразивно-химический износ режущего инструмента, главным образом по передней поверхности. Однако, несмотря на это, при чистовых режимах обработки преимущественно изнашивается главная задняя поверхность.

Содержание углерода в ГДПС (Сс) существенно влияет на обрабатываемость этих сталей резанием. С увеличением Сс в пределах 0,2 -1,4% увеличивается твердость ПС и, как следствие, возрастают контактные напряжения на поверхностях режущего инструмента, а Уо снижается. Зависимость Ьоло(Сс) немонотонна. Максимальный износ наблюдается при Сс = 0,2 мае. %. С увеличением Сс величина Ь^ю снижается, достигая минимального значения при Сс = 0,45 мае. %, а затем возрастает. Минимум функции формируется под влиянием уменьшающейся диффузионной и возрастающей адгезионной составляющей износа.

В табл. 1 представлены характеристики ПС не прошедшей ТО (код 0) и термообработанных. Отжигу по режиму 1 соответствует начальная стадия первичной рекристаллизации. Размер зерна по сравнению с исходным уменьшается. Твердость стали несколько повышается, при этом У0 уменьшается, а значения Р20 и Ьоло возрастают. После ТО по режиму 2, обеспечивающему получение зернистого перлита, твердость стали снижается, а пластические свойства возрастают. Это обеспечивает увеличение У0 и снижение Ьщ,,,. При этом, несмотря на снижение твердости, усилие резания возрастает за счет увеличения длины контакта стружки с передней поверхностью и повышения интенсивности трения на задней поверхности.

Таблица 1

Характеристики обрабатываемости ПС при разной ТО стали ПК45 (11=0,5%)

Код Режимы ТО HRB Vo, м/мин t 0, °С РгО, Н Ьоло» ю-9 Примечание

0 Без ТО 95 48 860 250 4,5 Время отжига -1 ч. Температура нагрева под закалку - по аналогии с горячекатаными сталями. Закалочная среда - вода. Время отпуска -1 ч.

1 Отжиг 400 "С 97 45 860 260 13,6

2 Отжиг 650 °С 92 51 860 280 3,0

3 Отжиг 750 "С 93 50 860 270 2,8

4 Отжиг 900 "С 76 58 860 270 1,35

5 Отжиг 1100 °С 75 56 860 270 1,35

6 Отжиг 900 °С + закалка + отпуск 600 °С 93 54 860 220 2,3

7 Отжиг 900 °С + закалка + отпуск 220 °С HRC3 45 13,5 920 350 30,2

hmV

Ч л/мин г п Щ

200 W

т 120

Рис. 1. Зависимости показателей обрабатываемости ГДПС от пористости (сталь ПК45)

Отжиг по режиму 3 вызывает увеличение твердости, что связано с образованием пластинчатого перлита. Пластические свойства ухудшаются, уменьшается У0, но при этом режиме обеспечивается высокое качество обработанной поверхности. ТО по режимам 4 и 5 вызывает некоторое увеличение размера зерна и снижение твердости стали. Происходит коагуляция и сфероидизация неметаллических включений. Поэтому при точении износ инструмента минимальный, а оптимальная скорость резания максимальна.

После улучшения (режим 6), прочностные характеристики ниже, чем после горячей деформации. Соответственно выше У0 и меньше Ьоло. Значительное снижение У0 и увеличение Ьшю наблюдается при точении стали, прошедшей ТО по режиму 7. Высокая твердость стали вызывает значительное увеличение контактных напряжений на поверхностях режущего инструмента, особенно на задней. Это приводит к увеличению адгезионной составляющей износа.

Высокий эффект дает ТЦО, в процессе которой происходит интенсивное залечивание микродефектов ГДПМ, дробление и коагуляция включений силикатного типов. У ГДПС с перлитной структурой наблюдается распад мартенситной сетки с образованием зернистого перлита. Эти изменения приводят к улучшению как прочностных, так и пластических свойств ПМ. Наиболее интенсивно они возрастают при первых 5 циклах. После 5-7 циклов улучшение механических свойств ПМ уже менее значительно, а после 12- практически не наблюдается, что можно объяснить завершенностью вышеописанных процессов. С точки зрения минимизации энергозатрат, количество циклов в пределах 5-7 можно считать оптимальным.

Изменение структуры ГДПМ в процессе ТЦО на обрабатываемость резанием влияет двояко. С улучшением механических свойств ГДПС величина У0 уменьшается на 25 - 30 %, в то время как Ьоло снижается почти в 4 раза, главным образом за счет уменьшения абразивной составляющей износа (табл. 2).

Таблица 2

Механические свойства ГДПС после ТЦО и износ режущего инструмента

Параметр Количество циклов

0 1 2 3 5 7 10 12

0В, МПа 450 450 460 465 475 500 510 520

5,% 14 14 14,2 15 15,5 16 17 17,5

36 37 38 40,5 41 42 43 44

И™ 10 4,8 4,0 3,7 ЗД 2,7 2,4 2,4 2,4

Примечания: Обрабатываемый материал: сталь ПК45, П = 0,5%. Режимы ТЦО: нагрев до 1100°С, выдержка 15 мин., охлаждение до 500°С

Шероховатость поверхности ГДПС при обработке на оптимальных режимах резания от пористости существенно не зависит, так как в этом слу-

чае формируется слой обработанной поверхности с незначительно отличающейся структурой и свойствами.

Наименьшее значение Ыа достигается при обработке ГДПС, прошедших ТО по режиму 7, так как мартенситная структура менее склонна к адгезионному взаимодействию с режущим инструментом; наибольшее - при обработке отожженных ГДПС с феррито-перлитной структурой, более пластичных и более склонных к адгезии с инструментом. По этой же причине ухудшается шероховатость при обработке ГДПС с Сс = 0,2 %.

После ГД в поверхностном слое заготовок формируются сжимающие остаточные напряжения первого рода. После механической обработки остаточные макронапряжения всегда растягивающие. Это связано с удалением деформированного при ГД поверхностного слоя и интенсивным температур-но-силовым воздействием на вновь образованные при резании поверхности.

В процессе обработки ГДПС на оптимальных режимах резания слой обработанной поверхности уплотняется до величин менее 0,5%. Плотность дислокаций в поверхностных слоях ГДПС после МО примерно на порядок выше, чем у ГКС, что связано с большей исходной дефектностью субструктуры ПС (табл. 3).

Таблица 3

Зависимость характеристик поверхностного слоя от исходной пористости при Уо сталей 45ГК и ПК45 (рис.1)

п,% ГПа Сш ГПа 0*10"2, мкм —*10'2 а р*107, мкм"2 П„, %

0,5 0,703 0,277 0,118 0,132 0,21 0,2

1,5 0,502 0,272 0,118 0,129 0,21 0,3

2,5 0,150 0,269 0,116 0,128 0,22 0,4

3,5 0,100 0,268 0,111 0,127 0,24 0,5

Сталь 45ГК 0,5 0,290 0,369 0,138 0,022 -

Наилучшие режущие свойства при обработке ГДПС имеют инструменты из твердых сплавов и карбидной керамики. Для ГДПС с моногенной структурой предпочтительнее инструменты на основе титано-вольфрамовых карбидов, а для сплавов с гетерогенной структурой рекомендуются инструменты на основе вольфрамовых карбидов.

В третьей главе рассматриваются ГДПС, легированные с целью улучшения их обрабатываемости резанием, особенности их свойств, технологии получения, структурообразования и МО.

Свинецсодержащие ГДПС (СГДПС). Введение свинца улучшает обрабатываемость резанием СГДПС по всем принятым критериям. Изменение оптимальных параметров обрабатываемости с увеличением Срь происходит монотонно, причем при его содержании до одного процента более интенсивно. Наблюдается также смещение минимума зависимостей Ьол (V) в сторону

больших скоростей при одновременном уменьшении угла наклона ниспадающей ветви кривой.

Силовое воздействие на режущий инструмент уменьшается при увеличении Срь, одновременно нивелируется волнообразность кривой Р2 (V), а среднеконтактная температура в зоне резания снижается (рис. 2,3).

•7-7

г. с 800 600 400

Р,,Н 300

200

1 2 **

> и—' Г

?

/ Ч| 3 \

\ \ 2

V /

1 3

он 10 12 8,0 ¡ь,

ко

Ыг

ь

л»

10

— Г-

—1 -Т /

и ' / / с

и V 1 1 / СПО 'г

Гт III!

о

200 300 V, м/мин

50

Уо УМУ*

300 У, м/мин

Рис. 2. Зависимости ^ Р2 (V), Ь„Л, при точении:

1-ПК10; 2-ПК10С0.25; 3-ПК10С1; 4-ПК10С2

Лиг 10 4.0 2.0 О

Уо,м/мин 200 150

\

ч /

л

V 1т— 0_

—с

/ \ ж _ На

/

РгоН 100 300 200 100

РОо .МКМ 6 4 2

Такое влияние объясняется воздействием свинца на деформационные процессы в зоне резания. Размягчающиеся и расплавляющиеся его включения приводят к снижению касательных напряжений в зоне резания. Наблюдается "выпотевание" свинца на контактные поверхности инструмента за счет разности КТР включений и железной основы. Это приводит к снижению адгезионного взаимодействия между инструментальным и обрабатываемым материалом.

При обработке СГДПС, наряду со снижением адгезионного износа, происходит уменьшение абразивно-истирающего воздействия обрабатываемого материала на инструмент. Снижение адгезионно-усталостной и абразивной составляющих износа приводит к тому, что значительно расширяется скоростной диапазон резания, в котором износ инструмента является минимальным. Это имеет существенное значение при назначении режимов механической обработки, так как снимает ограничения, присущие безсвинцови-стым ГДПС - строгое выдерживание достаточно узкого оптимального скоростного интервала.

О 10 2,0 3,0 РЬ.мас%

Рис. 3. Зависимость оптимальных параметров резания от Срь (Сталь ПК 10)

В процессе резания СГДПС изменяется характер стружкообразования и форма образующейся стружки, переходя от труднодробящейся сливной к легколомающейся спиральной. Это объясняется резким снижением пластичности и вязкости стали при плавлении свинцовых включений во время локального повышения температуры.

Введение 0,25+1,0 мас.% РЬ способствует снижению шероховатости обработанной поверхности. При дальнейшем увеличении его содержания она стабилизируется, а при 2,5+3,0 мас.% даже появляется тенденция к росту высоты микронеровностей (рис.4).

Приведенные данные свидетельствуют о том, что введение свинца в определенном количестве не только уменьшает высоту мик-ронеровносгей, но и изменяет характер зависимости Яа (V). В отличие от безсвинцовистых сталей, шероховатость которых с увеличением скорости снижается и достигает минимума за пределами У0, свинец-содержащие материалы менее чувствительны к изменению скоростного режима и имеют меньшую шероховатость в значительно более широком диапазоне V.

Оценка дефектности субструктуры поверхностного слоя по величине истинного физического уширения линии рентгенограммы р, свидетельствует о том, что при резании СГДПС на дооптимальных и оптимальных скоростях микронапряжения кристаллической решетки несколько меньше, чем у безсвинцовистых (см. рис. 4). Это можно объяснить меньшим силовым воздействием на обработанную поверхность за счет снижения сил трения вследствие появления в зоне контакта расплавленных свинцовых включений.

Механические свойства материалов, полученных на основе различных железных порошков, приведены в табл. 4. Здесь же приводятся значения относительных стандартов для прочностных и пластических свойств - Бг (ст) и Бг (б).Спекание приводит к повышению прочности и пластичности и стабильности свойств. Отжиг обеспечивает повышение пластичности при некотором снижении прочности.

Введение РЬ в материалы, получаемые на основе восстановленных порошков, приводит не только к снижению прочности, но и относительного сужения при некотором увеличении относительного удлинения, причем повышается также стабильность свойств, однако они не достигают уровня свойств материалов на основе порошка ПЖВ 2.160.16., что является результатом большей загрязненности исходного порошка и незавершенностью восстановительных процессов.

ЯаШ

Рис. 4. Зависимости 11а и дефектности поверхностного слоя от V: 1- Сталь ПК10; 2 - Сталь ПК 1 ОС 1,5

Таблица 4

Свойства материалов на основе разных железных порошков (П = 1,5%)

Состав Технология 0Т, о„ 5, V. «сг),

шихты получения МПа МПа % % % %

ПЖВ 2.160.26 СХП+ГД 254 320 19,8 48 9,1 12,2

СХП+ГД+ВО 171 295 30,5 58 5,2 8,7

СХП+СП+ГД 286 350 22,1 55 6,1 5,5

СХП+СП+ГД+ВО 150 310 32,1 62 3,5 4,2

ПЖВ 2.160.26 СХП+ГД 233 298 21,0 34 6,3 7,1

+ 1,5 %ПС1 СХП+ГД+ВО 162 275 35,2 54 4,5 4,5

СХП+СП+ГД 274 337 25,0 45 4,8 5,5

СХП+СП+ГД+ВО 142 305 34,5 59 3,1 4,4

ПЖВ 4.200.26 СХП+ГД 250 292 12,1 23,3 7,4 9,3

+1,5 %ПС1 СХП+ГД+ВО 176 273 18,5 30,5 5,8 8,0

СХП+СП+ГД 277 330 20,4 32,5 7,7 6,7

СХП+СП+ГД+ВО 153 287 30,1 46,5 6,4 5,8

ПЖР 2.200.26 СХП+ГД 310 378 13,0 34,0 4,8 5,3

+1,5 %ПС1 СХП+ГД+ВО 263 345 25,3 47,3 3,5 5,0

СХП+СП+ГД 259 381 16,4 40,2 3,5 4,5

СХП+СП+ГД+ВО 255 324 26,2 50,1 3,3 3,8

Где: СХП - статическое холодное прессование; ГД - горячая деформация; СП - спекание 0=1 ЮО^С, т = 60 мин.); ВО - высокотемпературный отжиг (1=110(РС, т = 60 мин.)

Материалы, полученные на основе распыленного порошка, отличаются более высокой прочностью и низкой пластичностью, чем на основе восстановленного. Это связано с формой частиц, характером и расположением неметаллических включений и особенностями сращивания при спекании и горячей деформации. При введении в состав такого материала РЬ снижаются его прочностные свойства при незначительном изменении пластических. Стабильность свойств для материалов на основе распыленного порошка выше, чем для восстановленных, а влияние на нее свинца менее существенно.

С уменьшением пористости формовки до 20 % для всех температур нагрева под ГД происходит повышение прочности материала и снижение пластичности. Причиной является увеличение объема закрытых пор, в которых затруднено восстановление оксидов. Свойства материалов, полученных при использовании заготовок с пористостью 30 и 40 %, отличаются незначительно (табл. 5).

Таблица 5

Механические свойства стали ПК40С1.5 (ПС1, П = 1,5%)

П,% формовки 1,С° перед ГД Технология получения От, МПа МПа 8, % V. % ЭгСа), % 8X8), %

20 900 СХП+ГД 441 720 4,0 8,3 10,5 16,4

СХП+ГД+ВО 330 525 10,5 18,4 7,3 9,5

1000 СХП+ГД 434 670 5,0 13,5 7,3 11,5

СХП+ГД+ВО 350 530 10,8 27,3 6,0 8,7

1100 СХП+ГД 420 650 7,5 17,0 7,0 10,5

СХП+ГД+ВО 345 530 11,2 28,2 5,8 6,3

30 900 СХП+ГД 442 690 4,3 10,0 8,7 14,1

40 900 СХП+ГД 430 685 5,0 13,7 9,8 13,2

В результате ВО происходит выравнивание свойств сталей, полученных при одинаковой температуре горячей деформации. Материалы, не прошедшие отжиг и полученные при температуре нагрева пористой формовки 900°С, независимо от исходной пористости имели повышенную прочность и низкую пластичность. С повышением температуры горячей деформации происходит снижение прочности и повышение пластичности, причем для материалов с большей исходной пористостью указанная тенденция выражена более ярко. Высокотемпературный отжиг выравнивает свойства и повышает их стабильность, в то же время для материалов, полученных при температуре 900°С, показатели пластичности остаются на 20*30 % ниже, чем у материалов, полученных при 1000 + 1100°С.

Введение РЬ приводит к снижению НЯВ и ов, причем с увеличением Сс это снижение проявляется в большей мере (рис. 5). При СРЬ до 1% интенсивность снижения НШЗ и ст8 невелика. Неоднозначно изменяются характеристики пластических свойств, в частности, при увеличении СРЬ до 1,5 мас.% у низкоуглеродистых сталей наблюдается увеличение 8. При Сс 0,3+0,5 мас.% и Срь до 1,0 мас.%, 8 не изменяется, а при дальнейшем увеличении Сс -снижается. Ударная вязкость снижается при увеличении СРЬ до 0,5 мае. %. Для низкоуглеродистых сталей, имеющих высокую ударную вязкость, эта тенденция проявляется в большей мере.

Рис. 5. Зависимости свойств СГДПС от Сс и Срь (П = 1,5%)

Для определения влияния свинца на характер разрушения порошковых сталей проводился фрактографический анализ изломов образцов. Было обнаружено, что в состоянии после ГД характерным является сочетание раз- ?

личных видов разрушения. Значительную часть поверхности разрушения занимают участки разрушения сколом (до 45-65 %) причем половину из них составляют крупные фасетки размером до 50 мкм (рис. 6 а, б). Вязкая составляющая - 25-35 % и характеризуется малой степенью деформации до разрушения. Участки с межзеренным хрупким изломом составляют до 10 % площади разрушения (рис. 6 в). Инициаторами хрупкого разрушения в большинстве случаев являются скопления мелкодисперсных инородных частиц или отдельные крупные неметаллические включения, чаще всего оксиды кремния. Излом в этом случае приобретает вид глубоких воронок (рис. 6 г).

С увеличением СРЬ более 1,0+1,5 мас.%, наряду с обособленными свинцовыми частицами все чаще обнаруживаются участки, где его присутствие выявляется в виде тонких межзеренных прослоек пленочного типа, по которым происходит разрушение в микрообластях (рис.6 д, е).

д) х 400

а)х600

Рис 6. Характерные участки излома СГДПС после ГД:

а, б, в, г - сталь ПК05С0.5; д, е - ПК05С1.5

Формирование структуры СГДПС происходит при отсутствии прямого взаимодействия свинца с основными компонентами сталей. В зависимости от дисперсности свинцового порошка при СХП он может располагаться в виде отдельных частиц, находящихся в контакте с частицами железного порошка или в порах между ними (рис. 7 а). При губчатом строении частиц железного порошка не исключается попадание частиц свинца, имеющих самую разнообразную форму, во внутричастичные полости железа, а наличие поверхностных оксидных пленок, неметаллических включений и частиц графита неизбежно ведет к тому, что свинец контактирует с ними. Распределение свинцовых включений в структуре порошковой формовки, не подвергнутой нагреву, свидетельствует о том, что частицы свинца располагаются в зоне межчастичных контактов.

Нагрев перед ГД приводит к плавлению частиц свинца. До температуры 750-600°С угол смачивания свинца по железу больше 90°, что приводит к "выпотеванию" свинца в поры, а из приповерхностных слоев - на поверхность формовки. Частицы, попавшие в замкнутое пространство пор, не могут "выпотеть" и принимают шарообразную форму. Не исключается возможность "выпотевания" в общие поры свинцовых включений из нескольких межчастичных участков.

Рис. 7. Структура стали ПК05С1,5 на различных этапах ее получения

(обозначения см. по тексту)

В результате такого скопления появляются свинцовые включения с большими размерами, чем размеры вводимых частиц. Вентиляция пористой формовки восстановительными газами ведет к восстановлению оксидов. С повышением температуры выше 800°С угол смачивания становится меньше 90°. Согласно капиллярным представлениям о поведении жидкости в пористом объекте, она, в этом случае, будет стремиться в более узкий капилляр с образованием вогнутого мениска. Растечься по всей свободной поверхности железных частиц свинец не может потому, что даже при достижении температур 1200-1300°С угол смачивания не достигает нулевого значения. При охлаждении пористой формовки кинетические процессы протекают в обратном направлении и свинец сфероидизируется в порах (рис. 7 б).

Присутствие включений свинца на межчастичных границах в расплавленном состоянии приводит к их "захлопыванию" с одновременным "расплескиванием" под динамическим воздействием со стороны частиц железа. Переход свинца в твердофазное состояние происходит при значительной скорости охлаждения материала после окончания деформации.

За счет изменения угла смачиваемости свинца по железу, естественным является стремление его включений к сфероидизации. Формируемая в процессе ГД структура свинецсодержащей стали представлена на рис. 7 в, г. Высокотемпературный отжиг увеличивает средний размер зерен железной основы и снимает внутренние напряжения после ГД. Повторный переход свинца в жидкофазное состояние приводит к тому, что происходит их сфе-роидизация. В структуре материала они стремятся к приобретению правильной формы и принимают характерный вид овальных или слегка вытянутых включений с плавными границами (рис. 7 д, е). Их размеры зависят от дисперсности вводимого свинцового порошка, а также от равномерности его распределения в структуре (рис. 8 а, б). При одинаковых размерах частиц свинца и достаточной равномерности их распределения появляются отдельные участки с повышенным его содержанием (рис. 8 в). Обнаружено также повышенное содержание РЬ на границах с крупными силикатными включениями (рис. 8 г), что подтверждается микрорентгеноспектральным анализом.

Д) Х400 е) х400

Рис. 8. Распределение свинцовых включений (а, б, в, г) и включений оксида кремния (д, е) в структуре стали ПК05С1,5 В результате исследований отдельных неметаллических включений на основе марганца, алюминия, хрома и кальция и их скоплений было уста-

новлено, что они встречаются как в контакте со свинцовыми включениями, так и без него.

Особый интерес представляет взаимодействие свинца с силикатными включениями, являющимися наиболее опасными инициаторами хрупкого разрушения. Интенсивное "выпотевание" свинца при тепловом травлении и повышенная концентрация свинца вокруг них, выявленная локальным микроанализом (рис. 8 д), свидетельствует о взаимодействии силикатов и свинца. В процессе отжига происходит коагуляция крупных оксидов кремния (рис. 8 е), свинец при этом сегрегирует на поверхность их контакта с матричной основой. Прямое взаимодействие между оксидом кремния и свинцом невозможно, в то же время рентгенофазовый анализ показывает, что в сталях присутствуют оксиды свинца, которые могут взаимодействовать с силикатами. Присутствие свинцовых оксидов может быть следствием незавершенности восстановительных процессов на поверхности частиц свинцового порошка, а также результатом их дальнейшего окисления.

Свинцовые соли некоторых кислот, например, стеариновой и алеино-вой, могут обеспечить выделение свинца в процессе разложения и их введение в шихту может являться одним из способов получения СПС. Особенностью этих солей является не только их способность разлагаться при достаточно низких температурах, но также повышать прессуемость железного порошка и служить технологической смазкой при СХП.

Были рассмотрены следующие технологические схемы введния свинца в шихту. Свинец либо засыпался непосредственно в смеситель вместе с остальными компонентами (вариант 1), либо в течение 10 мин предварительно смешивался со стеаратом цинка (вариант 2). При применении второго варианта обеспечивается лучшая равномерность распределения свинца в шихте. Использование свинцового порошка с меньшим размером частиц требует меньшего времени смешивания. Увеличение количества вводимого свинца с 1 до 2 мас.% также способствует некоторому улучшению равномерности его распределения. В первые 20-30 мин. смешивания равномерность существенно повышается, а в дальнейшем интенсивность ее повышения замедляется, причем для варианта 2 требуется меньшее время.

Исследование влияния стеарата свинца РЬ (Си^О^ на прессуемость шихты и механические свойства получаемого материала проводились при его добавках от 1 до 4 мае. % и выявили следующие положительные качества. При одинаковом давлении прессования с увеличением содержания стеарата свинца плотность формовки повышается. Послойное измерение плотности цилиндрических образцов свидетельствует о том, что при большей средней плотности стеаратосодержащей формовки интенсивность ее снижения в направлении от подвижного пуансона к неподвижному значительно меньше, чем для формовок без стеарата свинца. Однако, при содержании стеарата свинца свыше 2 мае. %, из за большого его объемного содержания формовка теряла прочность и часто разрушалась. Таким образом, введение свинца в составе стеарата до 2 мае. % позволяет повысить прессуе-

г

мость шихты, получить равномерное распределение мелкодисперсных свинцовых включений в структуре материала и, как следствие, обеспечить требуемый уровень его свойств. При необходимости получения материала с большим содержанием свинца предпочтительным является его введение в виде свинцового порошка предварительно смешанного со стеаратом.

При производстве деталей из СГДПС необходимо учитывать влияние технологических факторов на интенсивность потерь свинца. В частности, уменьшение СРЬ наблюдается при увеличении температуры нагрева пористой формовки и уменьшении дисперсности вводимого свинцового порошка. Уменьшение исходной пористости приводит к снижению потерь свинца при температурах нагрева до 1000°С, а при дальнейшем увеличении температуры влияние пористости значительно снижается (рис. 9,10, исходное СРЬ= 2 %).

РЬ,% 90 80 70 60 50

1

/

/2 13 Г i

та

800 900 1000 1100 Г.Г

Рис. 9. Изменение Срь от t (г=60 мин.):

1, 2,3 - призматические образцы, П = 20, 30,40%; 4 - кольцевой образец, П = 30%

РЬ,% 90 80 70 60 50

0 10 20 30 W 50 60 т. мин

Рис. 10. Остаточное Си при t= 1100°С (П = 30%):

1 - ПСА; 2 - ПС1; 3 -ПС2

5 Vs«

Т 3

\ \ ч

J S

Висмутсодержащие ГДПС (ВГДПС). Основные показатели, характеризующие обрабатываемость резанием ВГДПС представлены на рис. 11.

Влияние В1 на обрабатываемость резанием ГДПС аналогично влиянию РЬ. Износ инструмента снижается, а смещение минимума зависимостей Ьол (V) наблюдается в сторону больших скоростей при одновременном уменьшении угла наклона ниспадающей ветви кривой. Силовое воздействие на режущий инструмент с увеличением Св, также уменьшается, одновременно нивелируется волнообразность кривой Рг (V), снижается I. При сверлении ВГДПС сверлами из быстрорежущих сталей описанные выше закономерности сохраняются при более значительном снижении износа. В процессе сверления затруднен теплоотвод из зоны резания и возникает повышенное трение за счет малых вспомогательных углов в плане. В таких условиях воздействие висмута становится более эффективным, чем при точении. Снижение коэффициента трения вызывает уменьшение усадки стружки, а, следовательно, и длины контакта по передней поверхности резца. При этом проявляется эффект адсорбционного понижения прочности материалов в среде ПАВ, которым для обрабатываемых ГДПС является расплав Вь

Л» Г7«

б^'г-

0

/

\ / / \

'О

1 ! ! / а

1 \ / % в

■ ь

--- — 1- —> ' ! ||

№ к> Ь 1. т хю

ш я V V и/т

Г с яюн

I i

700г т'у 300

ни

хо\ (

гоо\ »1

; с О

? х

с о <л - с

,0 а ° . а Л

« Л СГ" V

о > \

о л { о .. о 2 о -3 0

-V - о-• сЛ -о о — о о- о Л о * -•о---- О О О

V н/нин

Рис.11. Зависимости Ьол, ^ Р2 (V) при точении (ПЖВ 2.160.26; в = 0,2 мм/об; I = 0,5 мм.) сталей: 1-ПКУ8; 2-ПКУ8Ви1; 3-ПКУ8Ви2; 4-ПКУ8ВиЗ

При резании ВГДПС изменяется характер стружкообразования. Стружка приобретает спиральную форму и становится лекголомающейся, что объясняется резким снижением пластичности и вязкости обрабатываемого материала за счет плавления висмута.

Качество обработанной поверхности оценивали по средней высоте микронеровностей - Яа (рис. 12). Наряду с уменьшением шероховатости поверхности при обработке ВГДПС меняется и характер зависимостей Ла (V). ВГДПС менее чувствительны к изменению V, у них расширен скоростной диапазон, при котором Ла минимальна. Минимум Яя наблюдается при содержании В! 2 мас.% (рис. 13). При дальнейшем увеличении содержания В5 происходит перенасыщение зоны резания толстой пленкой расплавленного висмута, что отрицательно сказывается на качестве обработанной поверхности. С точки зрения обрабатываемости резанием оптимальным можно считать содержание В1 1-2 мас.%. Такая концентрация позволяет увеличить скорость резания на 20-75% и снизить износ режущего инструмента в 2-6 раз. При такой Сш наблюдается уменьшение Р2 в 1,5-1,8 раза, ^снижается в 1,3-1,7 раза при точении и в 3-5 раз при сверлении. Повышение Св, более 2 мас.% не приводит к значительному улучшению обрабатываемости резанием.

Щмкм ( 2 О

1 Г~ л 3 4

X О- — —»— / -в—в->1 !— N -в

200 300 100 У.н/тн

Рис. 12. Зависимость К, (V) при точении (в = 0,1 мм/об; 1 = 0,5 мм.):

1 - ПК05; 2 - ПКУ8; 3 - ПК05Ви1; 4 - ПКУ8Ви1

ж%

Рис. 13. Зависимости оптимальных параметров обработки от Св] при точении ПК05Ви (в = ОД мм/об, t = 0,5 мм.):

Основа: 1- ПЖВ2.160.26,2-ПЖР2.200.28

Влияние Св, на свойства ВГДПС представлено на рис. 14. При СВ1 до 2 мас.% свойства существенно не меняются, а при Св, > 2 мас.% происходит их ухудшение, которое объясняется повышением количества висмута, располагающегося по контуру межчастичных границ.

. г

60 30

о

---- 5--1

\ А£

--^

КСЩж/н 12 0,6

3 &.мас%

0

3 &,ж%

а)

б)

Рис. 14. Влияние Сш на а) о„ 8, НЯВ и б) КС1Г; ПКУ8Ви (основа ПЖВ 2.160.26):

технология получения: 1, 3 - СХП+ГД; 2,4 - СХП+СП+ГД

Висмут вводился в шихту по трем технологическим схемам. Первая заключалась в засыпке порошка в конусный смеситель вместе с остальными компонентами. Вторая - в предварительном смешивании порошка висмута со стеаратом цинка (~1 мас.%) в течение 10 мин. и последующем смешивании с порошком железа. Третья - в механическом легировании железного порошка гранулами висмута в шаровой планетарной мельнице. Применение третьей схемы обеспечивает лучшую равномерность распределения висмута в шихте. Увеличение количества висмута с 1 до 2 мас.% также способствует некото' рому повышению равномерности его распределения. Смешиваемость В1 в

восстановленном порошке за счет губчатой формы частиц лучше, чем в распыленном.

В порошковой формовке, не подвергнутой нагреву, частицы висмута располагаются в зоне межчастичных контактов. При спекании они расплавляются. При температурах ниже 800-850 °С угол смачивания висмута по железу больше 90°. Это обусловливает "выпотевание" висмута в прилежащие поры, из которых он под действием капиллярных и гравитационных сил выходит на поверхность образца. Частицы, попавшие в закрытые поры, принимают сферическую форму.

Возможно "выпотевание" висмута из нескольких межчастичных участков с образованием крупных включений (рис. 15). Выше 850 °С угол смачивания становится меньше 90°. Жидкий висмут при этом "втягивается" в более узкий капилляр с образованием вогнутого мениска. Растечься по всей свободной поверхности железных частиц он не может, так как нулевого значения угол смачивания достигает лишь при температуре 1260°С.При одинаковых размерах частиц висмута и достаточно равномер-' ном их начальном распределении появляются участки с повышенным его содержанием (рис. 16 а). Кроме того, обнаружено повышенное содержание Bi на границе с крупными силикатными включениями (рис.16 б).

- А;: О -

V.--V

»yv;- s*-

xlOOO

Рис. 15. Включения висмута в спеченной заготовке

а) б)

Рис.16. Распределение висмута в структуре материалов на основе железа: а) в железной матрице, б) на границах силикатных включений (*500)

В процессе нагрева висмут взаимодействует с силикатами. При этом он сегрегирует на поверхность контакта оксидов кремния и матричной основы, образуя переходную зону. Таким образом, в спеченных сталях висмут присутствует в виде включений, не взаимодействующих с железной основой и основными постоянными примесями. Характер изменения дисперсности включений В1 и их отличие от дисперсности вводимого порошка объясняет-

ся, во-первых, коагуляцией его частиц при "выпотевании" в поры, а во-вторых, - абсорбцией висмута из его паров на поверхности железных частиц в процессе спекания пористой формовки.

Спекание формовок приводит к испарению висмута (рис. 17). При температуре 1000 °С. Резкое их увеличение происходит при 10 > 1000 °С.

Рис. 17. Влияние времени спекания (П = 25%) на потери висмута.

Содержание висмута в исходной шихте, мас.%: 1-1, 2-2, 3-3; а) и = ПОО°С, б) 1о„= 1000°С

Продолжительность спекания тсп также влияет на AB¡. В течение первых 30 мин. теряется основная доля висмута в связи с частичной закупоркой пор и каналов при начальном испарении и капиллярном истечении висмута. В абсолютных величинах на такую закупорку расходуется примерно 0,7-1,0 мас.% висмута при t°cn= 1100°С и тсп=30 мин.

Однако при дальнейшем увеличении тсп до 60 мин при t°cn = 1100 °С потери при различных значениях Св, уравниваются, что связано с увеличением давления паров висмута в закрытых порах. При тсп = 30-40 мин наблюдается стабилизация Лвь однако в дальнейшем происходит разгерметизация пор и Дв, увеличивается. Описанный немонотонный характер зависимости ДВ) (тсп) справедлив лишь при t°cn = 1100 °С. При t°cn < 1100 °С кривые носят монотонный характер, аналогичный зависимости, полученной при t°cn = 1000 °С. Высокая пористость (П = 35%) способствует увеличению потерь висмута во всем исследованном интервале t°c„.

Таким образом, первостепенное влияние на потери висмута оказывает t°cn. Поэтому с точки зрения минимизации Дш следует стремиться к тому, чтобы выдерживалась минимально необходимая температура.

Оптимальным, с точки зрения достижения равномерного распределения компонентов висмутсодержащией шихты и обеспечения удовлетворительных показателей механических свойств получаемого материала, является проведение операции смешивания в шаровой планетарной мельнице в течение 30-45 мин., сопровождающимся дроблением частиц висмута и механическим легированием железного порошка. Образующиеся при смешивании оксиды висмута и железа легко восстанавливаются в процессе последующего спекания и не оказывают отрицательного воздействия на свойства материала.

Кальций - и кальцифосфорсодержащие ГДПС (КГДПС). Введение кальция и фосфора в порошковые материалы в связи с их химической активностью целесообразно осуществлять в виде химических соединений или лигатур. Из всего многообразия легирующих кальцийсодержащих соединений (КС) предпочтение отдавалось порошковым лигатурам, не допускающим окисление железной матрицы и не создающим неметаллических включений, отрицательно влияющих на свойства материала. Наиболее перспективными присадками из рассмотренных являются гипофосфит (ГК) и карбид кальция (КК). Зависимости пластических характеристик от содержания КС представлены на рис. 18.

1%

тахг/я

ж

т

юо

11 I ¡2 13 Ir

в

tu \l2_ UL ó kr

Л/ 12 13 T

I ¡.%

I®

5

'о

¡i ¡2 /3 а и 4

4 4 № —=d

KCUSIX/M'

аъ

ох 6о.ю

120 250 шт>,%

100 СоС>.%

003 0.06 0.12 025 OSO Си % ГК

от

КК

025 0,50 Сц%

Рис. 18. Влияние содержания различных КС на пластические свойства ПС:

а, в - ПК05, 6- ПК40,основа ПЖВ 2.160.26. Варианты получения: I - СХП+ГД; 2 - СХП+ГД+ВО;3 - СХП+СП+ГД; 4 - СХП+СП+ГД+ВО

Легирование КС в количестве Сса - 0,06-0,12 мас.%. приводит к некоторому увеличению ударной вязкости, что связано с превалированием положительного влияния восстановительных процессов при малых значениях Со, над разупрочняющим воздействием новых неметаллических включений. При большем значении ССа происходит снижение этого показателя, так как за счет продуктов реакции возрастает количество вновь образуемых включений.

Предварительное спекание приводит к повышению пластических характеристик при одновременном повышении их стабильности. Отжиг также способствует улучшению пластических свойств, что характерно как для без-кальциевых сталей, так и для кальцийсодержащих материалов.

Введение ГК в материалы, получаемые на основе восстановленных порошков, вызывает снижение значений ств как у малоуглеродистых сталей,

так и у стали ПК40. Причем при ССа < 0,06 - 0,12 мас.% снижение происходит незначительно, а при дальнейшем увеличении ССа его интенсивность возрастает (рис. 19).

а,.НПа

а,МПа W0' 350 300

ш . ¡з_ TlI

ОьМПа

300

350

№.МПа

700

600

500

350

300

250

типа

700 600

500

\ 1 г 4

0.Е 0.30 060 120 2S0CaHPak%

0.03 0.06 012 025 OSOCa.%

гк

нтт

650 550 Í50

тнпа

700 600 500

0.09 0.18 г 036 0.75 150 CaCt%

1 4

003 0.06

кк

012 025 0,50 Са.%

Рис. 19. Влияние содержания КС на оь и IIRB ПС: а, б - ПК05; в, г - ПК40, основа ПЖВ 2.160.26.

Варианты получения: I - СХП+ГД; 2 - СХП+ГД+ВО; 3 - СХП+СП+ГД; 4 - СХП+СП+ГД+ВО

Введение КК приводит к снижению значений а„ и НИВ, интенсивность которого больше, чем при легировании ГК (см. рис. 19). У стали ПК05 КК вызывает незначительное снижение твердости, а введение КК в сталь ПК40, полученную на основе ПЖВ 2.160.26 и ПЖР 3.200.28, не оказывает влияния на твердость.

Зависимости механических свойств ПС, легированных ГК и КК, от времени нагрева пористой заготовки перед горячим уплотнением представлены на рис. 20. Предполагалось, что общая продолжительность нагрева складывается из времени прогрева заготовок - Т| (выбирается из расчета 0,5 мин на 1мм сечения образца и не варьируется) и времени выдержки для протекания химических и диффузионных процессов в материале - тг.

При увеличении Т2 до 2 мин., ств и б стали ПК05 ГК 0,60 возрастают на 15 - 20 %. При дальнейшем повышении т2 эти характеристики остаются примерно на одном уровне. Влияние тг на механические свойства стали ПК05 КК 0,36 носит аналогичный характер. Можно предположить, что при т2 « 2 мин успевают в основном завершиться восстановительные процессы, связанные с воздействием легирующих присадок.

300 250

S.%

го

1S 10

\ 1 V

2 a

i n мин

J-1

1— 1

r-V-

' 7

>- r---""

2 б

п. мин

4 Ti мин

It П MUH

ПК05ГК0.6

ПК05КК0.36

Рис. 20. Влияние хг перед ГОДПЗ на оь и б.

Основа ПЖВ 2.160.26. Варианты получения: I - СХП+ГД; 2 - СХП+ГД+ВО

Влияние температуры нагрева перед ГОДПЗ на механические свойства ПС представлено на рис. 21.

аьМПа 300 200

1 /— I

Л— и

---- 1

\x \z.

800 900 1000 1100 1200 КС' а

1200 /: С

800 900 1000 5

900 1000 1100 1200 КС а

1200 КС'

ПК05ГК0.6

ПК05КК0.36

Рис. 21. Влияние t перед ГОДПЗ на ов" 5.

Основа ПЖВ 2.160.26. Варианты получения: I - СХП+ГД; 2-СХП+ГД+ВО

Характер представленных зависимостей может быть объяснен следующим образом. Стабилизация значений <гв и б при t = 900 -1000 °С вызвана протеканием а —> у превращения в матрице порошкового материала. Дальнейшее увеличение t до 1100 °С приводит к росту ств и б, что связано с повышением пластичности материала. Нагрев заготовок до более высоких температур обусловливает незначительное повышение исследуемых характеристик. Подобный вид зависимостей ств, б (т2, t) характерен как для отожженного, так и неотожженного материала. Можно принять как оптимальные параметры нагрева заготовок перед ГОДПЗ следующие величины: хг = 2 - 2,5 мин при t =1050-1100 °С.

На рис. 22 и 23 представлены зависимости ЬоЛ (V) при точении КГДПС, которые свидетельствуют о том, что при введении в сталь КС в 2 - 6 раз снижается значение 11оло, а восходящая ветвь зависимости Ьол (V) становится более пологой, причем меньший износ инструмента характерен для обработки стали с присадкой ГК.

К» Vr fe УлУв

т 200 зоо

(00 500 VH/muh

Рис.22. Зависимости ЬадООпри точении (S = 0,2 мм/об; t = 0,5 мм) ПС на основе ПЖР 3.200.28:

I - ПК05; 2 - ПК05 ГК 0,15; 3 - ПК05 ГК 0,30; 4 - ПК05 ПС 0,60; 5 - ПК05 ГК 1,20

hu Ю' 60

Í0

20

¡

/

/

/ / ■i

JX <¿

Л \L

А -/4 Т 1 1 1 1 1 iv 1 1 1 i / •\L

Vm VM Va 100 200 300

500 Vr/нин

Рис. 23. Зависимости hu, (V) при точении (S = 0,2 мм/об; t = 0,5 мм) ПС на основе ПЖР 3.200.28:'

1-ПК05; 2-ПК05КК 0,09; 3 - ПК05 КК 0,36; 4 - ПК05 КК 0,75

На величину Vo КС оказывают меньшее влияние, причем последняя величина изменяется неоднозначно в зависимости от их содержания. При точении ПС с присадками ГК и с КК, с увеличением ССа до 0,03 мас.% улучшается обрабатываемость по всем принятым критериям: увеличивается величина V0, а значение Ьшо снижается. При дальнейшем повышении ССа наблюдается некоторое увеличение Ьоло и снижение V0, а восходящая ветвь зависимости ho,, (V) становится более пологой. Причем при ССа ^ 0,06 мас.% величина V0 становится меньше, чем у нелегированной стали, а крутизна восходящей ветви зависимости h0„ (V) снижается. Можно сделать вывод, что при легировании КС обрабатываемость определяется, главным образом, содержанием кальция. Другие элементы, входящие в состав лигатур, оказывают меньшее влияние. Улучшение обрабатываемости КГДПС выражается, прежде всего, в значительном уменьшении износа режущего инструмента. Кроме того, происходит некоторое уменьшение крутизны восходящей ветви функциональной зависимости Ьол (V). Максимальное увеличение V0 составляет 10 % и наблюдается при ССа = 0,03 мас.%. Предпочтительно легирование ГК.

При обработке нелегированных ГДПС при скоростях резания, начиная с оптимальных, образуется устойчивая сливная стружка, а при обработке сталей с КС во всем диапазоне скоростей ее образования не наблюдается и образуется ломкая спиральная стружка. Это дает основание использовать КГДПС при изготовлении заготовок, подвергающихся механической обработке в автоматизированном производстве без ограничений.

Качество обработанной поверхности оценивалось по параметру Ла (рис. 24). Присутствие в стали КС положительно сказывается на качестве обработанной поверхности при скорости резания ниже оптимальной, а выше нее оно менее ощутимо. Для сталей, легированных КК, это влияние практически отсутствует. Лучшая равномерность распределения КС в шихте обеспечивается при двухступенчатом смешивании (после предварительного смешивания со стеаратом цинка), причем с увеличением количества вводимых присадок равномерность их распределения в шихте улучшается.

Нагрев порошковой заготовки перед горячим уплотнением или спеканием приводит к разложению ГК с образованием свободного Са и Н, а также оксидов фосфора. При этом кальций и водород окисляются, восстанавливая железо

БегОз + ЗСа ЗСаО + 2Ре, Ре203+ЗН2->2Ре + ЗН20. При получении стали с ГК на различных этапах возможна потеря фосфорсодержащих веществ, однако количество фосфора в образцах практически не меняется. В процессе нагрева одна часть продуктов разложения восстанавливает железную матрицу, образуя в ней новые включения, а другая, контактируя с имеющимися включениями, также образует новые включения. Возможно образование соединений из оксидов Р и Са и легкоплавкой эвтектики на основе Р, в, Са, Мп.

Во время спекания открытые поры формовки омываются диссоциированным аммиаком, что приводит к восстановлению оксидов железа и выносу продуктов реакции, СО и Н20. Это способствует интенсификации сращивания частиц железа, сфероидизации пор, обволакиванию алюмосиликатов продуктами разложения КС (рис. 25).

В процессе горячего уплотнения заготовки происходит "захлопывание" включений, находящихся на межчастичных границах, и растекание жидкой фосфорсодержащей эвтектики. В процессе горячего уплотнения кальцийалюмосиликатные включения и оксиды фосфора подвергаются дроблению (рис. 26 а), зерна эвтектики после остывания принимают непра-

Рис. 24. Зависимости На (V) ПС на основе: 1,2 -ПЖВ 2.160.26; 3,5- ПЖР 3.200.28: 1,3- ПК05; 2,5-ПК05ГК0,15; 4 - ПК05 КК 0,09 (Б = 0,2 мм/об; I = 0,5 мм.)

вильную форму (рис. 26 б). Отжиг несколько увеличивает средний размер зерен железной основы и частично снимает внутренние напряжения после горячего уплотнения.

а) «800

б) хЮО

Рис. 25. Микроструктура стали 05ГК 0,6 после спекания (1000°С, 30 мин)

а) *250 б) *250

Рис. 26. Микроструктура стали, легированной ГК, после ГД (обозначения по тексту)

Плавление фосфорсодержащих веществ способствует обволакиванию ими неметаллических включений (рис. 27). Эти вещества сегрегируют на бывших межчастичных границах, образуя самостоятельные эвтектические включения, что подтверждается результатами микрорентгеноспектрального анализа.

а) »500

б) х500

Рис. 27. Микроструктура сталей, легированных ГК, после ГД (я) и ВО (б)

Для ПС легированных КК, отмечено, что разложения КК при нагреве не происходит и частицы порошка КК, контактирующие с оксидами железа, восстанавливают их. КК вступает также в реакцию с оксисиликатами и алюмосиликатами. Возможно выделение свободного углерода с последующим довосстановлением оксидов железа, что улучшает качество сращивания в

процессе структурообразования ПС. Протекают также процессы образования сложных кальцийалюмосиликатных соединений, не обладающих высокой

а) хЮО б)х100 в) х250

Рис. 28. Микроструктуры ГДПС, легированных КК (обозначения по тексту)

Структура стали, легированной КК, после спекания представлена на рис. 28 а. В отличие от ГК, продукты распада КК не образуют жидкую фазу. После горячего уплотнения порошковых заготовок, кальцийсодержащие включения оказываются распределенными преимущественно на бывших межзеренных границах (рис. 28 б). Такой же характер распределения сохраняется и после высокотемпературного отжига (рис. 28 в), что подтверждается микрорентгеноспектральным анализом.

В четвертой главе рассматриваются особенности процессов диффузионного хромирования (ДХ) ГДПС с применением интенсивных методов ХТО в жидких средах - расплавах солей. Интенсификация процессов осуществляется двумя путями: элеюролизом ионных расплавов (ЭДХ) и с применением нагрева токами высокой частоты (ДХ ТВЧ). В качестве среды используется следующий состав солей, мас.%: 56ВаС12+24№С1+ 20[87,5СгС13 + 12,5СгС12]. Он имеет температуру плавления 900 °С, хорошую жидкотекучесгь, а также содержит необходимые химические элементы для проведения ДХ.

При ЭДХ заготовка (катод) и соляная ванна (анод) включаются в электрическую цепь, благодаря чему обеспечивается параллельное протекание процессов электролитического осаждения хрома и его диффузии в железную матрицу. Температура расплава поддерживается в пределах 1000-1100°С за счет внешнего источника тепла, что обеспечивает достаточную интенсивность диффузионных процессов. Плотность тока не менее 5-104 А/ м2. При ДХ ТВЧ заготовка, находящаяся в ванне с расплавом, нагревается посредством ТВЧ 66 кГц с поддержанием в насыщающей среде температуры 1050-1150°С.

При температуре насыщения 930-980°С атомы железа постепенно замещаются в кристаллической решетке атомами хрома. Наибольшая глубина насыщения наблюдается в случае, когда насыщающий элемент образует твердый раствор хрома в а - железе. При насыщении диффузионный поток распространяется вдоль границ зерен и по объему в направлении, попереч-

ном к поверхностям открытых и тупиковых пор. Такому распространению хрома способствует исходная мелкозернистая структура порошкового железа, размер зерен которой при температуре насыщения увеличивается незначительно, а также повышенная дефектность структуры, наличие пор и примесей. Под действием интенсифицирующих факторов (электрическое поле, высокоскоростной нагрев) в течение 45-60 минутной выдержки на ГДПС образуется слой толщиной до 80-100 мкм.

При хромировании железоуглеродистых материалов образуется четыре различающихся по структуре, фазовому составу и свойствам зоны: внешняя плотная карбидов хрома глубиной 20 - 40 мкм; промежуточная феррито-перлитная с включениями отдельных карбидов; обезуглероженная внутренняя, состоящая преимущественно из феррита; центральная феррито-перлитная, в которой соотношение структурных составляющих определяется содержанием углерода. Такая структура диффузионных зон объясняется особенностями взаимодействия хрома и углерода при их встречной диффузии.

Возникновение на поверхности карбидной фазы связано с диффузией углерода из сердцевины стали навстречу диффундирующему хрому, чему способствует большое химическое сродство хрома и углерода. Образовавшийся карбидный слой препятствует выходу углерода к поверхности, а на месте нерастворившегося хрома образуются специальные карбиды (Сг,Ре)3С и (Сг,Ре)2зСб, имеющие микротвердость 8950-14300 МПа. Вокруг карбидных включений образуются зоны, обогащенные углеродом и представляющие собой твердый раствор хрома в железе с повышенной концентрацией углерода и микротвердостью 3760-5920 МПа. Эти зоны являются поставщиком хрома и углерода для образования новых участков карбидной фазы.

Концентрационные КрИВЫе Ре ат.%

распределения хрома и железа в Сг-ат% диффузионном слое порошковой стали с Сс = 0,2 мас.% представлены на рис. 29. Они имеют несколько участков, отражающих характер образования диффузионного слоя на малоуглеродистых сталях. Участок 1 характеризуется большим содержанием хрома (92 мае. %), что соответствует карбидной части слоя (Сг2зС6, Сг7С3) толщиною 10-12 мкм.

В дальнейшем происходит уменьшение концентрации хрома до

80-83 мае. %, а концентрация железа возрастает до 17-20 мае. % (участок -2), что соответствует образованию специального карбида (Сг,Ре)2зС6, толщи-ною13-16 мкм. Далее происходит резкое падение концентрации хрома до 70 мае. % и одновременное увеличений оодержшпм железа до 30 мае. % (участок - 3), что можно объяснить обр^^^щ^^^щпталь^ого специального

, ЛГ^*

з/г

<0 6в 80 4 мкм

Рис. 29. Изменение концентрации хрома и железа в диффузионном слое ПК20 1000-С, т= 1ч.)

(¿.Петербург РЭ 300 акт '

карбида другого вида с меньшим содержанием хрома и более богатого железом и углеродом (Cr,Fe)rC3.

К карбидному слою примыкает а-твердый раствор, концентрация хрома в котором на границе с карбидным составляет около 25-30 мае. %, а железа 70-75 мае. %. В дальнейшем содержание хрома в твердом растворе резко понижается. Границей, обозначающей внешнюю часть диффузионного слоя на концентрационной кривой, является точка 5, соответствующая содержанию хрома в а -твердом растворе 12 мае. %. Зона с меньшим содержанием хрома и углерода при перекристаллизации образует переходную область, с Сс >1 мае. %, в которой концентрация хрома плавно уменьшается от 11 до 4 мае. %.

Таким образом, диффузионный слой преимущественно представляет собой твердый раствор хрома в а-железе (хромистый феррит) с включениями карбидов (Cr,Fe)23C6, (Cr,Fe)7C3, (Cr,Fe)3C2., а при повышенном содержании углерода возможно присутствие мартенситной фазы. Сплошных карбидных слоев не образуется.

С целью повышения свойств ПС после ДХ с последующей закалкой и низким отпуском, назначался диффузионный отжиг (ДО), что способствует "залечиванию" дефектов (трещин, пор), уменьшению структурной неоднородности диффузионной зоны и основного материала за счет перераспределения углерода и хрома в поверхностной и переходной зонах. Практически полностью устранялась обезуглероженная ферритная зона в мало- и средне-углеродистых ПС и стабилизировались свойства, повышались ударная вязкость и усталостная прочность образцов.

Таблица 6

Значение Km (г/м* • ч»с) ___

-----—_____ Среда Материал ——-___ HN03 10% HNO, 50% NaOH 30% HCl 30%

Безуглеродистый без ДХ 1,80 1,70 0,04 20,0

Безуглеродистый с ДХ 0,014 0,013 0,008 7,7

Сталь ПК45 ДХ 0,012 0,013 0,006 7,5

Сталь ПК80 ДХ 0,012 0,013 0,006 7,5

12Х18Н10Т 0,008 0,012 0,006 2,5

Таблица 7

Значения h сталей при: р=10 МПа, V=0,68 м/с

Материал ПК45 ПКУ8 ПК45ДХ ПКУ8ДХ ШХ15СГ

h, мкм/км 780 420 120 80 50

В целом ДХ способствует существенному улучшению коррозионо- и износостойкости ГДПС. Значения показателя коррозионной стойкости - Кт и износа образцов в условиях сухого трения - Ь приведены в табл. 6 и 7.

В пятой главе сформулированы рекомендации по повышению эффективности и качества изготовления изделий из ГДПС. Представлена методика оптимизации режимов резания ГДПС по критерию максимальной производительности с применением методов линейного программирования на основании ранее полученных математических зависимостей оптимальных режимов резания от условий обработки. Описаны способы ускоренного определения оптимальных режимов резания и автоматического регулирования процесса обработки резанием ГДПС. Приведены результаты промышленной апробации и внедрения разработанных технологий.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Обоснованы предпосылки повышения качества порошковых изделий и эффективности их изготовления путем построения технологических процессов, включающих операции ГОДПЗ, МО, ТО и ХТО в их рациональном сочетании. Показано, чгго применение МО при условии оптимизации ее режимов позволяет получать сложные по форме изделия с высокими показателями точности размеров и качества поверхностей, а эффективные методы ТО и интенсивные методы ХТО - значительно улучшить их технологические и эксплуатационные свойства.

2. Доказано, что ГДПС имеют более низкие показатели обрабатываемости резанием, чем аналогичные по химическому составу горячекатаные материалы как по скорости резания, так и по стойкости режущего инструмента. Адгезионный износ интенсифицируется по причине более высоких значений внутренних напряжений второго рода и плотности дислокаций; диффузионный - за счет большей разветвленное™ межзеренных границ и высокой степени дисперсности субструктуры; абразивный - за счет повышенного содержания неметаллических включений и склонности материала к окислению при высоких температурах. Остаточная пористость < 3,5% , как фактор несплошности материала, на износ инструмента существенного влияния не оказывает. Решением проблемы является разработка ГДПС с улучшенной обрабатываемостью резанием.

3. С увеличением пористости ГДПС до 3,5% ее прочностные свойства ухудшаются более значительно, чем теплопроводность. При этом обрабатываемость резанием по всем параметрам улучшается: понижаются температура и усилия резания, снижается износ режущего инструмента. Установлена прямая взаимосвязь между энергетическими параметрами процесса резания и свойствами ГДПМ.

4. Установлено, что в процессе резания ГДПС с пористостью < 3,5% поверхностный слой уплотняется до пористости 0,5% и менее, а параметры субструктуры для сталей с различной исходной пористостью практически не отличаются. В то же время, плотность дислокаций у ПМ на порядок выше, чем у горячекатаных.

5. Выявлено влияние структуры ГДГТС на обрабатываемость резанием. Показано, что лучший комплекс свойств достигается при высокотемпературном отжиге, а также при ТО на мелкодисперсный пластинчатый перлит, менее склонный к адгезии с ПМ. Установлено, что термоциклическая обработка существенно улучшает обрабатываемость резанием, прочностные и пластические свойства ГДПС, способствуя интенсивному дроблению цементита и неметаллических включений. Оптимальное количество циклов составляет от 3 до 10 в зависимости от марок исходных порошков.

6. Определено влияние характеристик исходных порошков на обрабатываемость резанием ГДПС. Лучшую обрабатываемость имеют материалы, изготовленные из порошков с наименьшим содержанием оксидов и неметаллических включений, оказывающих повышенное абразивное воздействие на режущий инструмент. Порошки, обеспечивающие высокое качество сращивания, ухудшают обрабатываемость ПС.

7. Установлено, что при обработке гомогенных материалов предпочтительнее применять инструменты из твердых сплавов группы ТК и минера-локерамики, а при обработке гетерогенных - из твердых сплавов группы ВК. При обработке закаленных сталей предпочтение отдается инструментам СТМ.

8. Показано, что легирование ГДПС легкоплавкими металлами (свинец и висмут) в пределах 1-2%, улучшает обрабатываемость резанием в среднем в 2-3 раза, не ухудшая прочностных и пластических свойств материала. Определены закономерности влияния легирующих присадок на обрабатываемость резанием. Выявлены особенности структурообразования этих материалов, оптимизирована технология их получения.

9. Доказана возможность получения ГДПС с улучшенной обрабатываемостью резанием за счет легирования кальций- и кальцийфосфорсодержа-щими соединениями, разлагающимися на стадии спекания с образованием активных восстановительных элементов. Показано, что наиболее эффективные соединения - карбид и гипофосфит кальция. Раскрыт механизм структурообразования этих материалов, оптимизированы технологические параметры их получения. Определены закономерности влияния легирующих присадок на обрабатываемость резанием.

10. Разработаны методы ДХ ГДПС в среде расплава солей с применением электролиза ионных расплавов и высокоскоростного нагрева ТВЧ. Выявлены механизмы интенсификации, фазовый состав и кинетика формирования диффузионных слоев, оптимизированы параметры процессов. Организация технологических процессов изготовления изделий из ГДПС по схеме ГОДПЗ+ТО+МО+ДХ позволит в ряде случаев избежать низкоэффективной МО объемнолегированных ПС.

11. Получены аналитические зависимости для выбора оптимального сочетания элементов режимов резания ГДПС. Предложен метод ускоренного определения оптимальных режимов резания и способ автоматического регулирования процесса резания этих материалов.

12. Осуществлена производственная апробация и внедрение изделий из

ГДПС, изготовленных на основании предложенных рекомендаций. Годовой

экономический эффект, приведенный к ценам 2000 года, составляет более

5 миллионов руб.

Основные положения диссертации изложены в 101 публикации, в том

числе:

1. Дорофеев Ю.Г., Устименко В.И., Скориков A.B. Некоторые особенности износа режущего инструмента при чистовом точении порошковых легированных сталей. Порошковая металлургия. - 1984.- № 2,- С. 74-79.

2. Малеванный В.И., Скориков А. В., Чистов Е.Ф. Влияние особенностей структуры и свойств горячештампованных порошковых сталей на обрабатываемость резанием. Изв.Сев.-Кавк. науч. центра Высш. шк.- Техн. науки.- 1986 № 3.- С. 87-88.

3. Малеванный В.И., Скориков A.B., Козлов Е.В., Еремеева Ж.В. Влияние свинца на структуру и свойства высокоплотных порошковых материалов на основе железа. Изв. Сев.-Кавк. науч. центра высш. шк.-Техн. науки.-1990,- № 4. - С. 110-111.

4. Скориков A.B., Еремеева Ж.В., Шишка В.Г., Веропаха Д.Н. Влияние количества циклов при термоциклической обработке на механические свойства горячеш-тамповаиной порошковой стали. Изв. Сев.-Кавк. науч. центра высш. шк. - Техн. науки.-1992,- № 1-2. - С. 28-29.

5. Скориков A.B., Веропаха Д.Н., Селевцова И.В. Влияние механического легирования висмутом на свойства конструкционной стали. Изв. Сев.-Кавк. науч. центра высш. шк. - Техн. науки,-1994,- № 3 - 4. - С. 265-267.

6. Дорофеев В.Ю., Скориков A.B., Шишка В.Г., Веропаха Д.Н., Яицкий Д.Л. Влияние карбида кальция на обрабатываемость резанием горячештампованных порошковых сталей. Изв. Сев.-Кавк. науч. центра высш. шк. - Техн. науки.-1994,-№1-2.-С. 9-14.

7. Скориков A.B., Козлов Е.В., Шишка В.Г., Еремеева Ж.В., Веропаха Д.Н. Влияние фторида кальция на обрабатываемость резанием горячештампованных порошковых сталей. Изв. Сев.-Кавк. науч. центра высш. шк. - Техн. науки.-1994,-№1-2.-С. 245-249.

8. Скориков A.B., Шишка В.Г. Порошковые калъцийсодержащие стали улучшенной обрабатываемости резанием. Новочеркасск: ЮРГТУ (НПИ). -1999.-73 с.

9. Дорофеев Ю.Г., Скориков A.B., Шишка В.Г. Порошковые конструкционные стали улучшенной обрабатываемости резанием. Новые материалы и технологии на рубеже веков. Международная научно-техническая конференция. Сборник материалов. Пенза: ПензГУ,- 2000. - Часть 1. - С. 86-87.

10. Скориков A.B., Климов Ю.Е. Диффузионное хромирование порошковых материалов на основе железа в расплавах солей с нагревом токами высокой частоты. Изв. Сев.-Кавк. науч. центра высш. шк. - Техн. науки.-2000.- № 3 - С. 28-30.

11. Скориков A.B., Климов Ю.Е. Структура и фазовый состав порошковых материалов на основе железа, прошедших диффузионное хромирование в расплавах солей с нагревом ТВЧ. Изв. Сев.-Кавк. науч. центра высш. шк. - Техн. науки,-2000,- №3,- С. 31-32.

12. Скориков A.B., Шевченко Н. В., Климов Ю.Е. Износостойкость порошковых сталей, прошедших диффузионное хромирование с нагревом токами высокой частоты. Новые технологии управления движением технических объектов: Материалы 3-й Междунар. науч.-техн. конф. - Новочеркасск, 2000. - Том 3. С. 119-122.

13.Скориков A.B., Шишка В.Г., Яценко Б.А., Яицкий Д.Л. Применение электрохи-микотермической обработки для улучшения коррозионной стойкости порошковых сталей. Практика противокоррозионной защиты,- 2000. - №1(15) .-С.35-41,

14.Дорофеев Ю.Г., Скориков A.B. Обрабатываемость резанием горячедеформиро-ванных порошковых материалов. - Порошковые композиционные материалы и изделия: Сб. науч. тр.- /Юж.-Рос. гос. техн. ун-т. (НПИ). - Новочеркасск: ЮРГТУ, 2000,- С.161-167.

15. Скориков A.B., Кучнова Э.В., Кайгородов Е.А., Гайдамакин В.А. Поверхностная обработка горячедеформированных порошковых материалов. Актуальные проблемы машиностроения: Материалы 1 Междунар. науч.-техн. конф,- Владимир, 2001,- С. 80-82.

16. Скориков A.B. Износостойкость порошковых сталей после термодиффузионного хромирования. Концепция современного развития автомобилестроения и эксплуатации транспортных средств. Материалы междунар. науч.-техн. конф./ Юж.

• Рос. гос. технун-т (НПИ).- Новочеркасск, 2001. - С. 134-135.

17.Скориков A.B. Кинетика формирования поверхностного слоя при диффузионном хромировании порошковых сталей. Концепция современного развития автомобилестроения и эксплуатации транспортных средств. Материалы междунар. науч.- техн. конф./ Юж.-Рос. гос. технун-т (НПИ).- Новочеркасск, 2001. -С. 132-134.

18.Скориков А. В. Выбор оптимальных параметров индукционного нагрева при диффузионном хромировании порошковых сталей в расплавах. - Изв. вузов Сев.- Кавк. регион. Техн. науки.-2002. - № 1. - С. 50 - 51.

19.Скориков A.B., Климов Ю.Е. Термодиффузионное хромирование порошковых материалов на основе железа с применением нагрева токами высокой частоты. Ростов Н/Д: Сев.-Кавк. науч. центр высш. шк., 2002., 103 с.

20.Скориков А. В. Методы улучшения обрабатываемости резанием горячеуплот-ненных порошковых сталей. - Изв. вузов Сев.-Кавк. регион. Техн. науки.-2002. -№ 1. - С. 48-49.

21-А.с. 1678882 СССР, МКИ С 22 С 33/02, В22 3/14. - Заявл. 05.06.89; Опубл. 23.09.91, Бюл. №35. Способ получения высокоплотной конструкционной порошковой стали / Ю.Г.Дорофеев, В.И.Малеванный, А.В.Скориков, Е.В.Козлов

22. A.c. 1752810 СССР, МКИ С 22 С 33/02. - Заяви.. 02.01.91; Опубл. 07.08.92, Бюл. № 29. Способ получения конструкционной порошковой стали / Ю.Г.Дорофеев, А.В.Скориков, Е.В.Козлов, В.Г.Шишка, Ж.В.Еремеева

23. A.c. 1786174 СССР, МКИ С 22 С 38/00, 33/02,- Заявл. 02.01.91; Опубл. 07.01.93, Бюл. № 1. Порошковая конструкционная сталь / Ю.Г.Дорофеев, А.В.Скориков, Е.В.Козлов, В.Г.Шишка, Ж.В.Еремеева

24.Патент 209039 РФ, МКИ В 22 F 3/17, С 22 С 33/02 Заявл. 15.03.95; Опубл. 20.09.97, Бюл. № 26. Способ получения порошковой конструкционной стали. Ю.Г.Дорофеев, А.В.Скориков, Н.Н.Жердицкая, В.Г.Шишка, Ж.В.Еремеева

Скориков Александр Валентинович

ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ ПРЕДПОСЫЛКИ ОБЕСПЕЧЕНИЯ ЗАДАННОГО КАЧЕСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ И РЕКОМЕНДАЦИИ ПО ИХ ПРАКТИЧЕСКОЙ РЕАЛИЗАЦИИ

Автореферат

Подписано в печать 11.11.2003. Формат 60x84 '/[б. Бумага офсетная. Печать офсетная. Печ. л. 2,5. Уч.-изд. л. 2,78. Тираж 100 экз. Заказ 1806.

Типография ЮРГТУ (НПИ) 346428, г. Новочеркасск, ул. Просвещения, 132 Тел., факс (863-52) 5-53-03 E-mail: tvpographvfgnovoch.tu

•2 1 О О 4 ^Ц^

Введение.

1. Методы повышения эффективности изготовления изделий из ПМ. Литературный обзор.

1.1. Обрабатываемость резанием.

1.1.1. Особенности обрабатываемости резанием ПМ.

1.1.2. Анализ методов повышения эффективности обработки резанием ГДПС.

1.1.3. Обоснование критериев оценки обрабатываемости резанием.

1.2. ХТОГДПС.

1.3. Выводы, цель и задачи исследования.

2. Влияние особенностей ГДПС на обрабатываемость резанием и формирование структуры их поверхностных слоев в процессе обработки.

2.1. Структура и свойства исследуемых материалов.

2.2. Влияние технологических факторов на обрабатываемость резанием.

2.2.1. Пористость и особенности структуры.

2.2.2. Содержание углерода.

2.2.3. Термическая обработка.

2.2.4. Сочетание свойств обрабатываемого и инструменталь- 61 ного материалов.

2.2.5. Параметры механической обработки.

2.3. Формирование поверхностного слоя.

2.3.1. Шероховатость обработанной поверхности.

2.3.2. Остаточные напряжения, дефектность структуры и уплотнение поверхностного слоя при чистовом точении.

2.3.3. Качественные показатели обработанной поверхности

2.4 Выводы.

3. ГДПС с улучшенной обрабатываемостью резанием.

3.1. Свинецсодержащие ГДПС.

3.1.1. Обрабатываемость резанием.

3.1.2. Свойства СГДПС.

3.1.3. Структурообразование СГДПС.

3.2. Висмутсодержащие ГДПС.

3.2.1. Обрабатываемость резанием.

3.2.2. Свойства ВГДПС.

3.2.3. Технологические особенности получения ВГДПС.

3.3. Кальций и кальций-фосфорсодержащие ГДПС.

3.3.1. Выбор легирующих КС.

3.3.2. Влияние технологических параметров получения КГДПС на механические свойства.

3.3.3. Оптимизация технологических режимов горячего уплотнения при получении КГДПС.

3.3.4. Обрабатываемость резанием.

3.3.5. Определение основных зависимостей для расчета режимов резания.

3.3.6. Структурообразование кальцийсодержащих ГДПС.

3.4. Выводы.

4. Повышение эффективности и качества изготовления изделий из ГДПС.

4.1. Диффузионное хромирование в расплавах солей с применением электролиза ионных расплавов.

4.1.1. Кинетика образования диффузионных слоев.

4.1.2. Свойства ПС, прошедших ЭДХ.

4.2. Диффузионное хромирование в расплавах солей с применением нагрева ТВЧ.

4.2.1. Кинетика образования диффузионных слоев.

4.2.2. Свойства ПС, прошедших ДХТВЧ.

4.3. Выводы.

5. Реализация результатов исследований.

5.1 Автоматизация процессов оптимизации режимов резания ГДПС.

5.1.1 Автоматизация расчетов оптимальных режимов резания

5.2 Изделия из ГДПС.

5.3 Выводы.

Проблема повышения эффективности и качества производства порошковых изделий из высокопрочных конструкционных сталей стала актуальной практически сразу же, как только технологии порошковой металлургии вышли за рамки экспериментальных исследований. Наилучшим образом эта проблема решается сочетанием различных технологических методов получения изделий, таких как: ГОДПЗ, ТО, МО, и ХТО.

Некоторое время преобладало мнение, что получение изделий из ПМ в производственных условиях можно обеспечить без применения МО, поэтому основные усилия были направлены на исследование процессов их горячего уплотнения, структурообразования и ТО. По мере освоения промышленностью сложных и высокоточных деталей несостоятельность такого подхода стала очевидной. В настоящее время уже не подвергается сомнению тот факт, что обработка резанием отдельных поверхностей порошковых деталей, таких как посадочные поверхности высокой точности, пазы, резьбы, отверстия малого диаметра и ряд других подобных элементов, является наиболее эффективным методом формообразования. Помимо этого, достижение предельной точности размеров на операции ГОДПЗ без применения МО не всегда технически и экономически целесообразно, так как вынуждает неоправданно завышать точность рабочих элементов штамповой оснастки и ограничивать срок ее эксплуатации их размерным износом. Наилучшие технико-экономические показатели технологического процесса изготовления порошковых изделий, как правило, достигаются при рациональном сочетании операций ГОДПЗ и МО.

Начиная с середины 60-х г.г. в СССР разворачиваются систематические исследования обрабатываемости резанием СПМ, которые нашли свое отражение в работах А.Я.Артамонова, Э.И.Фельдштейна, Б.А. Белькевича, В.И.Кононенко [11,12, 13, 25, 26, 109, 110, 207].

Несколько позже, в начале 70-х г. г., появляются работы по исследованию обрабатываемости резанием ГДПМ [65, 67, 203]. Уже первые исследования структуры, свойств и технологии получения этих материалов и изделий из них показали, что они по структуре и свойствам существенно отличаются как от СПМ, так и от ЛС и ГКС аналогичного химического состава [72, 73], а это неизбежно отражается и на их свойствах. Тема привлекала к себе все большее внимание по мере того, как ГДПС начали эффективно внедряться в массовое производство, но из анализа публикаций можно сделать вывод, что их обрабатываемость резанием в настоящее время исследована далеко не достаточно.

Особый интерес при производстве порошковых изделий представляет сочетание таких технологий, как ГОДПЗ, МО и ХТО. При этом возможно получение деталей из углеродистых сталей сложной формы с высокой прочностью, твердостью и размерной точностью, а также со свойствами поверхностей, не уступающих деталям, изготовленным из легированных сталей. Однако комплексных исследований в этом направлении практически не велось.

Всем этим обусловлена актуальность исследований в области повышения эффективности и качества изготовления изделий из ГДПС конструкционного назначения. В качестве приоритетных следует выделить исследования, связанные с улучшением показателей обрабатываемости резанием ГДПС в сочетании с совершенствованием методов их ТО и ХТО.

Диссертационная работа выполнена в соответствии с заданиями Единого плана проведения исследований, разработок и опытных работ МНТК "Порошковая металлургия" на 1986-1990 г.г. (приказ Минвуза СССР № 600 от 18 августа 1986 г.); межвузовских научно-технических программ Российской Федерации: "Исследования в области порошковой металлургии" (темы 94/16Т и 95/5И) и "Перспективные материалы" (тема 95-99/17Ф); госбюджетных тем: 49.94 "Фундаментальные исследования в области формирования структуры и свойств порошковых материалов, а также их формирования при горячей обработке давлением" на 1994-1998 г.г., 2.99Ф "Исследование закономерностей формирования структуры и свойств порошковых композиционных материалов и формирования заготовок при термомеханической обработке" на 1999-2003 г.г., 002 "Научные исследования высшей школы в области новых материалов" на 2000 г., раздел "Функциональные порошковые материалы" (проект 04.01.09), а также заданий большого числа производственных и научно-исследовательских организаций страны и др.

Автор защищает. 1. Теоретические предпосылки и практические рекомендации по обеспечению заданного качества изделий из ГДПС, полученные на основании исследований их структуры и свойств в процессе ГОДПЗ, МО,ТОиХТО.

2. Результаты исследований влияния структуры и свойств ГДПС на физические закономерности процессов их МО и ХТО и особенности формирования структуры и свойств поверхностей изделий, подвергшихся этим видам обработки.

3. Методы совершенствования состава и технологии получения ГДПС с улучшенными технологическими свойствами, результаты исследований процессов их структурообразования.

4.Разработки по совершенствованию процессов ХТО, направленные на их интенсификацию, улучшение технологических и эксплуатационных свойств ГДПС, а также результаты исследований процессов структурообразования и формирования диффузионных слоев.

5. Рекомендации по повышению эффективности и качества изготовления изделий из ГДПС, методы оптимизации технологических решений.

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ

1. Обоснованы предпосылки повышения качества порошковых изделий и эффективности их изготовления путем построения технологических процессов, включающих операции ГОДПЗ, МО, ТО и ХТО в их рациональном сочетании. Показано, что применение МО при условии оптимизации ее режимов позволяет получать сложные по форме изделия с высокими показателями точности размеров и качества поверхностей, а эффективные методы ТО и интенсивные методы ХТО - значительно улучшить их технологические и эксплуатационные свойства.

2. Доказано, что ГДПС имеют более низкие показатели обрабатываемости резанием, чем аналогичные по химическому составу горячекатаные материалы как по скорости резания, так и по стойкости режущего инструмента. Адгезионный износ интенсифицируется по причине более высоких значений внутренних напряжений второго рода и плотности дислокаций; диффузионный - за счет большей разветвленности межзеренных границ и высокой степени дисперсности субструктуры; абразивный - за счет повышенного содержания неметаллических включений и склонности материала к окислению при высоких температурах. Остаточная пористость < 3,5% , как фактор несплошности материала, на износ инструмента существенного влияния не оказывает. Решением проблемы является разработка ГДПС с улучшенной обрабатываемостью резанием.

3. С увеличением пористости ГДПС до 3,5% ее прочностные свойства ухудшаются более значительно, чем теплопроводность. При этом обрабатываемость резанием по всем параметрам улучшается: понижаются температура и усилия резания, снижается износ режущего инструмента. Установлена прямая взаимосвязь между энергетическими параметрами процесса резания и свойствами ГДПМ.

4. Установлено, что в процессе резания ГДПС с пористостью < 3,5% поверхностный слой уплотняется до пористости 0,5% и менее, а параметры субструктуры для сталей с различной исходной пористостью практически не отличаются. В то же время, плотность дислокаций у ПМ на порядок выше, чем у горячекатаных.

5. Выявлено влияние структуры ГДПС на обрабатываемость резанием. Показано, что лучший комплекс свойств достигается при высокотемпературном отжиге, а также при ТО на мелкодисперсный пластинчатый перлит, менее склонный к адгезии с ПМ. Установлено, что термоциклическая обработка существенно улучшает обрабатываемость резанием, прочностные и пластические свойства ГДПС, способствуя интенсивному дроблению цементита и неметаллических включений. Оптимальное количество циклов составляет от 3 до 10 в зависимости от марок исходных порошков.

6. Определено влияние характеристик исходных порошков на обрабатываемость резанием ГДПС. Лучшую обрабатываемость имеют материалы, изготовленные из порошков с наименьшим содержанием оксидов и неметаллических включений, оказывающих повышенное абразивное воздействие на режущий инструмент. Порошки, обеспечивающие высокое качество сращивания, ухудшают обрабатываемость ПС.

7. Установлено, что при обработке гомогенных материалов предпочтительнее применять инструменты из твердых сплавов группы ТК и минера-локерамики, а при обработке гетерогенных - из твердых сплавов группы ВК. При обработке закаленных сталей предпочтение отдается инструментам СТМ.

8. Показано, что легирование ГДПС легкоплавкими металлами (свинец и висмут) в пределах 1-2% , улучшает обрабатываемость резанием в среднем в 2 - 3 раза, не ухудшая прочностных и пластических свойств материала. Определены закономерности влияния легирующих присадок на обрабатываемость резанием. Выявлены особенности структурообразования этих материалов, оптимизирована технология их получения.

9. Доказана возможность получения ГДПС с улучшенной обрабатываемостью резанием за счет легирования кальций- и кальцийфосфорсодер-жащими соединениями, разлагающимися на стадии спекания с образованием активных восстановительных элементов. Показано, что наиболее эффективные соединения - карбид и гипофосфит кальция. Раскрыт механизм структу-рообразования этих материалов, оптимизированы технологические параметры их получения. Определены закономерности влияния легирующих присадок на обрабатываемость резанием.

10. Разработаны методы ДХ ГДПС в среде расплава солей с применением электролиза ионных расплавов и высокоскоростного нагрева ТВЧ. Выявлены механизмы интенсификации, фазовый состав и кинетика формирования диффузионных слоев, оптимизированы параметры процессов. Организация технологических процессов изготовления изделий из ГДПС по схеме ГОДПЗ+ТО+МО+ДХ позволит в ряде случаев избежать низкоэффективной МО объемнолегированных ПС.

11. Получены аналитические зависимости для выбора оптимального сочетания элементов режимов резания ГДПС. Предложен метод ускоренного определения оптимальных режимов резания и способ автоматического регулирования процесса резания этих материалов.

12. Осуществлена производственная апробация и внедрение изделий из ГДПС, изготовленных на основании предложенных рекомендаций. Годовой экономический эффект, приведенный к ценам 2000 года, составляет более 5 миллионов руб.

1. Агеев Ю.А., Заславский А.Я. Условия формирования, состав и свойства неметаллических включений в кальцийсодержащих сталях. / Металлы. -1981. - № 5. - С. 35 - 38.

2. Адлер Ю.П. Введение в планирование эксперимента. — М.: Металлургия, 1969. 158 с.

3. Айзенцон Е.Г., Спивак JI.B., Утробина И.К. // Структурные и фазовые превращения при нагреве стали и сплавов. Сб. № 148. -Пермь: ППИ, 1974. С. 120 - 125.

4. Андриевский P.A. Порошковое материаловедение. М.: Металлургия, 1991.-205 с.

5. Анциферов В.Н., Акименко В.Б., Гревнов JI.M. Порошковые легированные стали. М.: Металлургия, 1991. - 318 с.

6. Анциферов В.Н., Черепанова Т.Г., Яблоновская P.P. Влияние хрома на структурные превращения в поверхностных слоях при трении спеченных материалов/У Порошковая металлургия. -1975. №3. - С. .51-55.

7. Анциферов В.Н., Бобров Г.В., Дружинин JI.K. и др. Порошковая металлургия и напыленные покрытия. М.: Металлургия, 1987. - 729 с.

8. Арзамазцева Э.А. Некоторые достижения порошковой металлургии // Автомобильная промышленность США.- 1988. № 5. -С. 31-39.

9. Арзамасов Б.Н., Мельников P.A. Исследование процесса порообразования при диффузионном хромировании стали 40Х циркуляционным методом У/ МиТОМ. 1994. - № 9. - С. 11-14.

10. Армарего И.Дж.А., Браун Р.Х. обработка металлов резанием. -М.: Машиностроение, 1977. 325 с.

11. Артамонов А.Я., Заболотный A.B. Обработка металлокерамиче-ских материалов резанием. Вестник машиностроения, 1962.2.- С. 28-32.

12. Артамонов А.Я. Влияние условий обработки на физико-механическое состояние металлокерамических материалов. Киев: Наукова думка, 1965. 263 с.

13. Артамонов А.Я., Безикорнов А.И. Стойкость резцов при резании пористых металлокерамических материалов. — Порошковая металлургия, 1965. №8. - С. 38 -41.

14. Артамонов А.Д., Кононенко В.И. Исследование стойкости твердых сплавов при резании пористых металлокерамических материалов. -Порошковая металлургия, 1966. №10. - С. 84-90.

15. Абе Такати и др. Характер сегрегаций фосфора по границам зерен в аустенитной области и их влияние на особенности превращения стали. /Тэку то хаганэ. институт железа и стали. Япония, -1984. -70- Т. -№ 13.-1261 с.

16. Бабад-Захрянин A.A., Кузнецов Г.Д. Химико-термическая обработка в тлеющем разряде. М.: Атомиздат, 1975. - 175 с.

17. Барк Д., Вейс В. Порошковая металлургия материалов специального назначения. М.: Металлургия, 1977. - 376 с.

18. Барташев JI.B. Технико-экономические расчеты при проектировании и производстве машин. М.: Машиностроение, 1979. - 384 с.

19. Барташев JI.B. Справочник конструктора и технолога по технико-экономическим расчетам. М.: Машиностроение, 1979. - 221 с.

20. Барташев JI.B. Технолог и экономика. — М.: Машиностроение,1983, 152 с.

21. Басов В.В., Берляев Б.В., Черемисин A.C., Матяева JI.K. Сравнительное исследование обрабатываемости автоматных сталей АС35, ТГ и АС11 температурно-статистическим методом. /Теплофизика технологических процессов. Куйбышев, 1980. - С. 3 - 8.

22. Безъязычный В.Ф. О взаимосвязи между параметрами процесса резания и эксплуатационными характеристиками обрабатываемых деталей // Научные принципы управления качеством поверхностного слоя при механической обработке. Ярославль,0 1976.-С. 45-50.

23. Белло Ж. О сталях улучшенной обрабатываемости резанием //Ми-ТОМ.- 1980.-№ 11.-С. 14-18.

24. Белькевич Б.А. Обработка металлокерамических материалов резанием. Минск: Наука и техника, 1965. - 100 с.

25. Белькевич Б.А., Николаев В.А. Новое в технологии точения материалов синтетическим инструментом. Минск: Беларусь, 1975.- 127 с.

26. Бобров В.Ф. Основы теории резания металлов. М.: Машиностроение, 1975, 344 с.

27. Бобров В.Ф., Спиридонов Э.С. О выборе сочетания подачи искорости резания при точении за один проход. В сб.: Резание и инструмент. Харьков: Вища школа, 1981, вып. 26. - С. 69 -73.

28. Бокштейн Б.С. Диффузия в металлах. М.: Металлургия, 1978. -248 с.

29. Бородуля В.А. Высокотемпературные процессы в электротермическом кипящем слое. Минск: Наука и техника, 1973. - 176 с.

30. Боуден Ф.П. Тебор Д., Трение и смазка твердых тел. М.: Ма

31. Ф шиностроение, 1968. 542 с.

32. Брузель Ю.М., Васильков В.Ф., Фомин И.Н. Влияние режимов термической обработки конструкционной стали на стойкость инструмента при сверлении и фрезеровании // Сталь. 1993. - № З.-С. 68-71.

33. Бублик В.Т., Дубровина А.Н. Методы исследования структуры полупроводников и металлов. М.: Металлургия, 1978. - 272 с.

34. Васильева А.Г. Деформационные упрочнения закаленных конструкционных сталей. М.: Машиностроение, 1981.-231 с.

35. Васильев C.B. ЭДС и температура резания. Станки и инструмент, 1980. - № 10. - С. 20 - 22.

36. Великанов K.M. Определение экономической эффективности вариантов механической обработки деталей. — JL: Машиностроение, 1970. 240 с.

37. Великанов K.M. и др. Экономическая эффективность новой техникой и технологии в машиностроении. Л.: Машиностроение, 1981.-255 с.

38. Влияние кальция на структуру и свойства стали 15 ГБ после контролируемой прокатки. / В.Ю. Слюсарев, И.В. Лейрих, С.С. Гар-маш и др. Донецк, 1987. - 6 с. - Деп. в Черметинформации 26.01.87., №3776.

39. Волчков А.И. Влияние пористости порошковых материалов и режимов резания на усадку стружки. В кн.: Горячее прессование. Тезисы докл. V Всесоюзной науч.-техн. конф. "Горячее прессование в порошковой металлургии". Новочеркасск, 1982. -С. 126.