CC BY
40
ТЕХНОЛОГИЯ
УДК 519.3
Г1. В. Бурков*, С.Н. Кульков**
ОПТИМИЗАЦИЯ РЕЖИМОВ ГОРЯЧЕГО ПРЕССОВАНИЯ СПЛАВОВ ТЮ-ЫГП
* Томский политехнический университет ** Институт физики прочности и материаловедения СО РАН. г. Томск
Проблема определения связи между структурой и свойствами материалов строится на выборе тех или иных характеристик, соответствующих изучаемым свойствам. Естественно, наибольший интерес представляют структурно-чувствительные характеристики - прочность, твердость, микротвсрдость и пористость, уровень значений которых определяется различными элементами структуры. Это позволяет по новому подойти к решению проблем, связанных с разработкой и применением эффективных технологических методов. Одной из центральных задач в данном процессе является поиск оптимального преобразования макроструктуры твердых сплавов (уменьшение пористости, дефектности и неоднородности частиц) и сохранение их микроструктуры в исходном состоянии (сверхмелкое кристаллическое строение, тверлора-створное и дисперсное упрочнение) [1-3]. Наиболее полно удовлетворяют этим условиям методы порошковой металлургии и высокоэиергетических воздействий. В результате применения спекания иод давлением, термосиловой обработки и взрыва удалось поднять прочностные свойства и повысить стойкость к высоким нагрузкам при трении. В то же время, с целью сохранения уникальных свойств материала, вопросы управления структурообразованием и регулирования свойств твердых сплавов как на стадии получения порошков, так и на последующих стадиях технологического процесса посредством использования явлений наследственности и самоорганизации структуры материалов требуют своего развития.
Концентрационные зависимости пределов прочности на изгиб и сжатие, а также твердости композиций Т1С065-М*П имеют характерные для твердых сплавов максимумы [4, 5]. В случае рассмотрения составов композиции от 70 % мае. твердой фазы и более значения находятся на левой ниспадающей ветви зависимостей. Типичен и характер зависимости твердости сплава от его состава. Но несовершенство структуры данного сплава очевидно. Структура остается грубозернистой, гак как образуется при сравнительно высокой температуре спекания. Условием хороших свойств является прежде всего достаточно большая межфазная поверхность, для которой характерно
присутствие мелких карбидных частиц с размером около 1 мкм и менее [6]. Однако это невозможно достичь при использовании карбида гитана достехиометрического состава. Дня улучшения структуры и ее уплотнения были проведены опыты по горячему прессованию смесей, обеспечивающих получение связующей фазы в виде интермсталлида никелид тики «а.
Применяемая методика полного факторного исследования адекватно описывает данные эксперимента, поставленные в точках плана, но неудовлетворительно характеризующие внутреннюю часть факторного пространства. Поэтому план настоящих исследований дополнен значениями функций отклика, соответствующих изменению факторов на основном уровне. Для этого поставлено 17 дополнительных опытов в центре экспериментирования. Кроме того, исходя из возможностей установки диффузионной сварки, граничные точки из матрицы данных были смещены по сравнению с центральной линией и составляли:
1) минимальная температура - 1473 К;
2) минимальное время выдержки при температуре спекания - 600 с;
3) минимальное давление - 5 МПа;
4) максимальное время выдержки при температуре спекания - 4.2 кс.
В виде отклика использовалась пористость спеченных образцов. Основной линии соответствовали координаты точек: т = 1.2... 1.8 кс;Т= 1648... 1673 К: Р-35...40 МПа (рис. 1).
Пористость сплавов, полученных при спекании, определяли металлографическим способом (рис. 2). Если рассматривать одну лишь пористость, то пригодными можно считать не только сплавы, полученные по режимам спекания основной линии (ОЛ), но и сплавы, полученные по режимам спекания, соответствующим другим точкам, например 1,3,5. Пригодность этих сплавов, а точнее, режимов изготовления определяли путем изучения структуры (рис. 3) и испытания на работоспособность в качестве пластин режущего инструмента. Исходя из пористости, можно сразу отказаться от режимов спекания, соответствующих точкам 2. 4, 6.
1,8 и.----
2,4
/
3,0 3,6
'Т, КС
Рис. 1. Результаты оптимизации режимов горячего прессования сплава ТЮ-Ш. Координаты точек: 1 - (4.2; 1673; 35). 2 - (1.8: 1673; 15). 3 - (1.8; 1723; 35). 4 - (1.8; 1473; 35). 5 - (1.8; 1623; 35). 6 - (0.6; 1623; 35). ОЛ - (1.2 - 1.8; 1648 - 1673; 35 - 45)
Рис. 2. Пористость, измеренная в точках, координаты которых приведены на рис. 1
Точка 1 (рис. 3, а) - образцы со структурой, полученной в результате спекания по этому режиму, непригодны для использования в качестве пластин для резания металлов, так как участки связующей фазы существуют раздельно от карбидного каркаса, а также не обеспечено требование по формированию структуры с большой межфазной границей.
Точка 2 (рис. 3,6)- образцы с этой структурой, а точнее, полученные по режимам спекания, соответ-
ствующим этой точке, не удовлетворяют требованию по формированию структуры из-за высокой пористости образцов, которая является определяющим показателем низкого уровня свойств.
Точка 3 (рис. 3, в) - в структуре образцов, спеченных по этим режимам, также нет большой межфазной границы, так как при повышении температуры происходит более интенсивное образование агрегатов и рост зерен, что не способствует формированию структуры с удовлетворительными режущими свойствами.
Точка 4 (рис. 3, г) - при спекании образцов по режимам, соответствующим этой точке, снижение температуры спекания не позволяет получить компактного материала эти режимы не удовлетворяют требованию пористости, которая является необходимым условием формирования структуры соответствующей для режущих материалов.
Точка 5 (рис. 3, д) - структура образцов, сформированная при этих режимах спекания, не удовлетворяет требованию, так как карбидный каркас, сформированный при спекании, ухудшает ее, что сказывается на режущих свойствах.
Точка 6 (рис. 3, е) - режимы спекания образцов, соответствующие этой точке, не могут удовлетворять требованиям, предъявляемым к режущему инструменту, в первую очередь из-за высокой пористости.
Основная линия (рис. 3, 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 большинство. Наоборот, формируются агрегаты зерен, но нет карбидного каркаса. С точки зрения пористости эти режимы удовлетворяют требованиям, предъявляемым материалам режущего инструмента (имеется ввиду область тс(к -1.2...1.8 кс; Тспе= 1648... 1673 К; Р=35...40 МПа).
Очевидно, что по по твердости и прочности на изгиб полученный сплав ТЮ-ЫГП не уступает твердым сплавам, используемым в промышленности (табл. 1). Это должно проявляться в износостойкости и стойкости к сколу и поломкам твердого сплава ПС-МГП по отношению к используемым в промышленности твердым сплавам.
Сопротивление распространению трещины часто характеризуют коэффициентом интенсивности напряжений [8] К1С = ау/пс.
Величина К1С может быть определена на образце с внесенной (путем, например, запила) острой трещиной длиной 2 с (где с - размер карбидного зерна, мкм). Образец нагружается, и приложенное напряжение регист рируется в момент начала движения трещины. Расчет по этой формуле справедлив, если длина трещины много меньше размеров образна а напряженное состояние должно быть плосконапряженным.
Из работ Холла и Петча, связанных с идеей о свободном скольжении в кристаллите, приводящем к
Рис. 3. Структура сплава Т1С - N111, спеченного по режимам соответствующих точек рис. 1: а -1, б - 2; в - 3; г - 4; д - 5; е - 6; ж - О.Л.; з - О Л.
Таблица 1
Физико-механические свойства твердых ставов
Марка Состав, % мае. р НИА Приме-
ТіС N1 Мо МПа МПа 103 чание
ТЫ - 20 79 16 5 3500 1000 5.50 91.0 [71
КТН -16 75 >НМо - 25 3900 1100 5.80 89.5 [7]
ТіС - №Ті 75 МТі - 25 3030 1100 5.18 89.0
Т15К6 18 Со - 5 4200 1100 12.20 90.0 [7]
плоскому скоплению дислокаций у границы, на которое можно, по существу, смотреть как на трещину сдвига, следует, что локальное напряжение у кончика этой трещины определяется корнем квадратным из длины трещины (или из размера зерна, с) [8].
В работе [9] получены значения прочности при изгибе и размера зерна карбидной фазы. Из вышеизложенного можно оценить величину К1С для сплава ПС-ЫГП при изменении фазового состава, в зависимости от содержания углерода в сплаве. Максимум зависимости К|С от содержания углерода в сплаве находится в интервале соотношения СУП =0.6...0.7, что соответствует содержанию связующей фазы в сплаве в виде интерметаллического соединения никелид титана (табл. 2).
Таблица 2
Зависимость К/с от содержания углерода в сплаве
С/ТІ в ТіС, -ЮТі 0.96 0.75 0.65 0.6 0.53
Кіс. МПа-м1,7 3.9 4.9 6.6 5.6 4.7
Спекание прямым пропусканием тока предполагает пропускание через порошок низкочастотного (промышленной частоты) тока; одновременно к порошку прикладывают давление. В ходе электроспекання в спокойном темпе на межчастичных контактах проходят поверхностная диффузия и растекание,которые наблюдаются и при обычном спекании [10].
Ход процесса горячего прессования сравнительно мало чувствителен к составу порошковых частиц, их форме и распределению по размерам, в отличие от процесса электроспекания, особенно его начальной стадии, в связи с важной ролью межчастичных контактных сопротивлений. Величина контактного сопротивления зависит от природы газовой среды, металла, дисперсности частиц. В процессе экспериментов установлено, что вклад контактного сопротивления между частицами больше при более продолжительном размоле ТЮ-МТ! и влияние этого фактора продолжается длительное время.
Качество спеченного материала зависит от формы и размеров образцов. Даже в случае простых форм
существует проблема получения однородного распределения температуры. Кратковременность электроспекання предупреждает протекание нежелательных реакций между активированными размолом порошками и газами воздушной среды, так что детали из этих порошков можно спекать на воздухе. К нежелательным реакциям относятся также возможные превращения материалов (N04 в М3Т0. Время пребывания таких материалов при высокой температуре может быть столь коротким, что их фазовый переход не успеет пройти [ 11 ].
Спеченные электрическим током образцы, у которых высота ненамного меньше поперечного размера (диаметра), обладают удовлетворительными микроструктурой, плотностью и механическими свойствами, даже если во время спекания существуют температурные градиенты. Эксперименты по спеканию Т'|С065-МТ| показывают, что в этих материалах возникающие температурные градиенты весьма опасны, вероятно, потому, что температурный интервал, в пределах которого эти материалы могут спекаться, от но-сительно узок, и часть материала может оказаться при неблагоприятной температуре. Показано, что при спекании пропусканием тока изменяется фазовый состав и размер зерна карбидной фазы (рис. 4), что приводит к увеличению твердости до 91 Н1*А.
Как видно из полученных результатов, важное значение имеет то обстоятельство, что в случае весьма кратковременного электроспекания не происходит заметного роста зерен. В прессовках из част иц обычной для порошковой металлургии дисперсности при такой кратковременной обработке диффузия не может обеспечить полную гомогенизацию гетерогенных ком позиций даже при температурах, приближающихся к температуре образования жидкой фазы. При электроспекании допустимо более высокое содержание жидкой фазы, чем при обычном горячем прессовании, потому что вязкая прессовка, состоящая частично из жидкого металла, частично из твердых частиц, будет в малой степени выжиматься в зазор между электродом-пуансоном и матрицей за очень короткое время процесса. Однако в случае полного расплавления всей загрузки затекания жидкого металла в указанный зазор предотвратить нельзя. В связи с
Рис 4. Микроструктура сплава ТЮ-ЫГП после спекания пропусканием тока мощностью 2.25 кВт с выдержкой 10 с и прилагаемым давлением 25 МПа
0.5
1.0
1.5
2.0 Л кВт
Рис. 5. Зависимость микротвердости Н спеченных образцов ТЮ-N111 от подводимой мощности при длительности спекания 10 с
ботке систем, которые обычно спекаются при температурах между солидусом и ликвидусом (как, например, карбид титана - никелид гитана). При традиционном изготовлении окончательное уплотнение этих сплавов завершается процессом растворения и вторичного выпадения карбидной фазы в связке.
При электроспекании уплогнение происходи! благодаря приложенному давлению, и растворение и вто-нчное выпадение за очень короткое время спекания могут быть сведены к минимуму. Это подтверждают наши эксперименты с композицией 80 % ТГС + 20 % ЫГП. Нанлучшее уплотнение было получено при затрачиваемой электрической мощности 2.25 кВт под давлением 23-43 МПа с быстрым нагревом до 1773 К. Масса образцов составляла по 15 г, их диаметр был равен 22 мм, общая длительность спекания 10 с (рис. 5).
Заключение
Оптимизированы режимы горячего прессования
сплава 'ПС065-№'П с целью получения структуры сплава, пригодной для резания металла. Использование спекания прямым пропусканием тока и воздействия электромагнитных полей на фазовый состав, структуру и тонкую структуру композиционного материала Т1С-МГП позволило получить материал с качественно новыми свойствами.
Полученные результаты при спекании композиционного материал ПС-ЫГП показывают перспективность направления порошковой металлургии - спекание порошков прямым пропусканием электрического тока. Анализ исследований в области этой технологии позволяет сделать вывод о целесообразности и перспективности ее развития. Возможности сокращения производственных площадей, численности обслуживающего персонала, энергозатрат, а также избавление во многих случаях от использования защитно-газовых сред либо вакуума позволяет эффективно использовать предлагаемую технологию.
ЛИТЕРАТУРА
1. Лихачёв В.А., Малинин В.Г. Структурно-аналитическая теория прочности в многоуровневой постановке II Изв. вузов. Физика 1990 №2.
2. Козлов Э.В., Конева Н.А. Физическая природа стадийности пластической деформации// Структурные уровни пластической дегЬорма-иии и разрушения. Новосибирск. 1990.
3. Владимиров В.И. Проблемы физики трения и изнашивания II Физика износостойкости поверхности металлов. Л.. 1988.
4. Кульков С.Н., Полетика Т.М.. Чухломин А.Ю., Панин В.Е. Влияние фазового состава порошковых композиционных материалов TiC-NiTi на характер разрушения и механические свойства II Порошковая металлургия. 1984. № 8.
5. Бурков П.В. Рентгенографические исследования структурных изменений твердых сплавов TiC-NiTi на разных стадиях технологического процесса II Изв Томского политехи, ун-та. 2004. Т. 307 № 1.
6. Бурков П.В. Применение безвольфрамовых твердых сплавов с демпфирующей связкой для резания металлов II Практика разработки
и внедрения новых прогрессивных методов порошковой металлургии: Тр. всерос. науч.-техн. конф. Челябинск. 1986
7. Порошковая металлургия: Справ. I Под. ред. И.М. Федорченко. Киев. 1985.
8. Келли А. Высокопрочные материалы. М.. 1976
9. Полетика Т.М. и др. Структура, фазовый состав и характер разрушения спеченных композиционных материалов TiC-NiTi II Порошковая металлургия. 1983. № 7.
10. Бурков П.В.. Швецов С.С. Закономерности изменения температуры при пропускании электрического тока через порошок NiTi II Мат-лы Междунар. конф. «Действие электромагнитных полей на пластичность и прочность материалов», 12-17 дек 1990 г. Юрмала. 1990.
11. Burkov P.V.. Shvetsov S.S. Influence of method of heating on structure ar.d phases of composites under hot pressing IIII Chino-Russian
Symp., China. 1993. Publishing by Shaonm Sd. and Tech. Press China. 1993.
