ГОРЯЧЕЕ ПРЕССОВАНИЕ СПЛАВОВ TIC-NITI Текст научной статьи по специальности «Технологии материалов»

ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ

ТЕХНОЛОГИЯ

н -

* . М %

' 4 & Г *

н 20 мкм 1 I-1

б

Рис. 2. Зона неполной перекристаллизации

Размеры новых ферритных зерен и колоний перлита в зоне неполного отжи_а составляют - 5 мкм и - 4 мкм соответственно. При этом в материале сохраняется большая часть исходных ферритных зерен.

В следующей зоне, располагающейся ближе к сварному шву, происходит полная перекристаллизация структуры (рис. 1), вызванная нагревом стали выше температуры А^. В этой зоне происходит образование новой однородной феррито-перлитной структуры, отличающейся от основного металла меньшими размерами структурных составляющих, а значит более высокими механическими свойствами. Средний размер ферритных зерен в зоне полной перекристаллизации составляет 7 мкм, перлитных колоний 5 мкм.

Непосредственно к сварному шву примыкает зона крупнокристаллической структуры (рис. 1). Ее грубое строение обуслсвлено перегревом материала до температур, близких к температуре плавления основного металла. Ярким признаком перегрева является наличие кристаллов вид-манштеттова игольчатого феррита длиной до 60 мкм. Особенностью структуры такого типа является низкий уровень пластических свойств. Перлитные образования в данной зоне преимущественно имеют вытянутую форму.

Последней из представленных на схеме зон является зона сварного шва (рис. 1). Она обладает крупнокристаллической, четко ориентированной феррито-цементитной структурой с ферритом видманштеттова типа. Длина крис-таллоЕ достигает 80 мкм. Это косвенно характеризует размер бывшего аустенитного зерна, из которого возникли кристаллы феррита.

Проведенный структурный анализ свидетельствует о том, что к зоне термического влияния нельзя относиться как к однородной прослойке, обладающей исключительно негативными свойствами (низкой ударной вязкостью, пластичностью и трещиностойкостью). В зоне термического влияния присутствуют также л области с благоприятной структурой - зоны неполного и полного отжига, обладающие лучшими показателями по сравнению с исходной структурой.

С позиции обеспечения высокого комплекса механических свойств желательным является расширение зоны с измельчённой феррито-перлитной структурой и устранение структуры видманштеттова феррита. Полностью устранить образование видманштеттова феррита в процессе сварки не удаётся. Одним из возможных решений повышения качества сварного шва является дополнительная термическая обработка. При использовании лазерной технологии эта обработка может осуществляться путём повторного лазерного воздействия с режимами, обеспечивающими аустени-тизацию стали и относительно медленное охлаждение для получения структуры феррито-перлитного типа.

Литература

1. Григорьянц А.Г., Шиганов И.Н. Лазерная сварка ме-тэллое. - М.: Высшая школа. - 1988. - 208 с.

2. Коваленко В. С. Лазерная технология: учебник для вузов по специальности «Машины и технология высокоэффективных процессов обработки». - Киев: «Вища школа». 1989.- 279 с.

Горячее прессование сплавов ТК-ИТ1

П.В. БУРКОВ, доцент, канд. техн. наук, 777У; г. Томск

Важное направление развития производства в порошковой металлургии связано с разработкой гетерогенных по структуре многофазных материалов с особыми физико-механическими свойствами [1] Такие материалы изготав-ливают смешением порошков различных по своей природе, способу получения и составу, с последующем спеканием. В ряде случаев полученные таким методом спеченные или пропитанные заготовки подвергают обработке давлением с целью придания им более высоких физико-механических свойств. На подобной технологии основано современное производство твердых сплавов дгя режущего инструмента типа карбид вольфрама-кобальт, их заменителей, в которых используется карбид титана со связкой

из сплавов никеля и титана [2-4]. Спекание твердых сплавов при температурах достаточно высоких для получения плотнсго материала, приводит к огрублению структуры, росту зерна и возникновению химической неоднородности, что ведет к снижению их механических свойств. Основной целью горячего прессования является устранение пористости. Принципиально это всегда достигается за счет комбинированного воздействия на материал давления и температуры. Длительность процесса горячего прессования составляет Ю2...104с.

Для уплотнения структуры проведены опыты по горячему прессованию смесей, обеспечивающих получение связующей фазы в виде интерметаллида никелид титана.

ТЕХНОЛОГИЯ

ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ

Исследования данной работы направлены для установления закономерностей формирования микроструктуры при изготовлении твердых сплавов с целью оптимизации режимов горячего прессования сплава ТЮ-МТк

Пористость сплавов при спекании (табл. 1) определяли металлографическим способом. При рассмотрении пористости не только сплавы, полученные по режиму спекания образцов под № 7, соответствуют требованиям, предъявляемым к материалам для использования в качестве ре-

Пористость образцов, полученных по различным

жущего инструмента, но и сплавы, полученные по другим режимам спекания, например, №1,3, 5. Определение соответствия полученных сплавов требованиям, а точнее выбор режимов изготовления образцов, проводили путем исследования структуры и испытания их работоспособности в качестве пластин режущего инструмента. Пористость образцов под № 6, 2, 4, и соответственно используемые для их изюювленин режимы спекания, не соответствуют требованиям.

Таблица 1

режимам горячего прессования сплава ТЮ-МГП

Номера режимов горячего прессования образцов из сплава ТС-1МГП 1 2 3 4 5 6 7

Время спекания, кс 4,2 1,8 1,8 1,8 1,8 0,6 1,2-1,8

Температура спекания, К 1673 1673 1723 1473 1623 1623 1648-1673

Давление прессования, МПа 35 15 35 35 35 35 35-45

Микроструктуры сплавов, полученные по режимам горячего прессования образцов N° 1-7, приведены на риснке.

Режим №1 (рисунок, а) - образцы со структурой, полученной в результате спекания по этому режиму, непригодны для использования в качестве пластин для резания металлов, т.к. участки связующей фазы существуют раздельно от карбидного каркаса и не обеспечено требование по формированию структуры с большой межфазной границей.

Режим №2 (рисунок, б) - образцы с этой структурой, а точнее, полученные по режимам спекания, соответствующим этой точке, не удовлетворяют требованию по формированию структуры еще и из-за высокой пористости образцов, которая является определяющим показателем низкого уровня свойств.

Режим №3 (рисунок, в) - в структуре образцов, спечен-

ных по этим режимам также нет большой межфазной границы, так как при повышении температуры происходит более интенсивное образование агрегатов зерен и рост зерен, что не способствует формированию структуры металла с удовлетворительными режущими свойствами.

Режим №4 (рисунок, г) - при спекании образцов по режимам, соответствующим этой точке, снижение температуры спекания не позволяет получить компактного материала, и эти режимы не удовлетворяют требованию пористости, которая является необходимым условием формирования структуры металла, соответствующей для режущих материалов.

Режим №5 (рисунок, д) - структура образцов, сформированная при этих режимах спекания, не удовлетворяет требованию, так как карбидный каркас, сформированный при спекании, уменьшает ее, что сказывается на режущих свойствах.

№ 4 (29)2005 15

Структуры сплава ПС - N¡11, полученных по различным рэжимам горячего прессования, соответствующие номерам образцов

таблицы 1: а - 1; б - 2; б - 3; г - 4; д - 5; е - 6; ж - 7; з - 7.

ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ

ИНСТРУМЕНТ

Режим №6 (рисунок, е) - режимы спекания образцов, соответствующие этой точке, не могут удовлетворять требованиям, предъявляемым к режущему инструменту, в первую очередь из-за высокой пористости.

Режим №7 (рисунок, ж, з) - структура образцов, полученная по режимам спекания основной линии, может быть улучшена за счет формирования большой межфазной границы, но этого не достигли, так как нет мелких карбидных зерен, менее 1 мкм, и они не составляют большинства. На-

Физико-механические с

оборот, формируются агрегаты зерен, но нет карбидного каркаса. С точки зрения пористости эти режимы удовлетворяют требованиям, предъявляемым материалам для изготовления режущего инструмента, имеется в виду область режимов спекания: Р^ = 35...40 МПа, ^ = 1,2... 1,8 кс, 7"стток = 1648...1673 К.

Основные физико-механические свойства сплава в сравнении со сплавами ТН-20, КНТ-16 и 115К6 приведены в табл. 2.

Таблица 2

йства твердых сплавов

Марка Состав, мас.% асж- P HRA Приме-

TiC Ni Mo МПа МПа 103 чание

ТН 20 79 16 5 3500 1000 5,50 91,0 [51

КТН 16 75 NiMo - 25 3900 1100 5,80 89,5 [5]

TiC NiTi 75 NiTi - 25 3030 1100 5,18 89,0

Т15К6 '18 Co - 5 4200 1100 12,20 90,0 [5]

Очевидно, что по твердости и прочности на изгиб полученный сплав TiC-NiTi не уступает твердым сплавам, используемым в промышленности. Это проявляется в износостойкости и стойкости к сколу и поломкам твердого сплава TiC-NiTi по отношению к используемым в промышленности твердым сплавам.

Сопротивление распространению трещины часто характеризуют критическим коэффициентом интенсивности напряжений [6]

К1С = ал/к с .

В работе [3] получены значения прочности при изгибе и размера зерна карбидной фазы. Из изложенного выше можно оценить величину /С1С для сплава TiC - NiTi при изменении фазового состава, в зависимости от содержания углерода в сплаве. Результаты расчета приведены в табл. 3. Максимальное значение К,с в зависимости от содержания углерода в сплаве находится в интервале 0,6...0,7 СЛ1

Таблица 3

Величина fC1c в зависимости от содержания углерода в сплаве

C/Ti в TiCx - NiTi 0,96 0,75 0,65 0,6 0,53

К1Г, Мпа м1'2 3,9 4,9 6,6 5,6 4,7

Вывод

Оптимизированы режимы горячего прессования спла-

ва ТЮ065 -N¡11 с целью получения структуры сплава, удовлетворяющего требованиям, предъявляемым к матеэиа-лам для изготовления режущего инструмента.

Список литературы

1. Лихачев В.А., Малинин В.Г. Структурно-аналитическая теория прочности в мно гоуровневой постановке // Изв. вузов. Физика. - 1990. - №2. - С. 121-139.

2. Кульков С.Н., Полетика Т.М., Чухломин А.Ю., Панин В.Е. Влияние фазового состава порошковых композиционных материалов "ПС - N¡11 на характер разрушения и механические свойства // Порошковая металлургия - 1984. -№ 8. - С.88-92.

3. Полетика Т.М., Кульков С.Н., Панин В.Е. Структура, фазовый состав и характер разрушения спеченных композиционных материалов ТЮ-ЫПП // Порошковая металлургия. № 7. - С.54-59.

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

5. Порошковая металлургия. Справочник под ред. И.М. Федорченко. - Киев: Наукова думка, 1985. - 624 с.

6. Келли А. Высокопрочные материалы. - М.: Мир, 19/Ь. - 263 с.

Повышение эксплуатационных возможностей отрезных шлифовальных кругов

Эффективность работы шлифовального круга, в т.ч. и отрезного, непосредственно зависит от работоспособности каждого единичного зерна, находящегося на рабочей поверхности инструмента. В самом деле, любое единичное зерно на поверхности инструмента представляет собой микроскопический режущий клин, который должен срезать микростружку, а общий итог резания инструмен-

С.И. ПЕТРУШИН, профессор, доктор техн. наук, В.А. КОРОТКОВ, аспирант, ТПУ, г. Томск

том представляет собой некую сумму результатов работы каждым отдельным зерном. Между тем исследования показывают, что далеко не все зерна в круге участвуют в совокупном процессе микрорезания или их участие вносит минимальный и даже отрицательный вклад в интегральный результат процесса шлифования. Среди ряда причин, обусловливающих такое положение дел (низкое качество