авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:     | 1 || 3 | 4 |   ...   | 7 |

«ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ ВОЛГОГРАДСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ »«¬–“» ¬—–  ...»

-- [ Страница 2 ] --

12Х18Н10Т (относительная протяженность оплавленного Отпуск полностью разупрочняет АД1 от 0,59– слоя 100 %, его толщина менее 0,05 мм) 0,69 до 2,9–3,9 ГПа и тем самым снижает его Наибольший интерес представляет вторая прочность до 68–78 МПа. Снижение прочности область, объединяющая соединения с твердо- АД1 вызывает увеличение первой области при стью слоя от 2,35–2,45 до 3,9–4,1 ГПа и проч- всех значениях толщин оплавленного слоя. По ностью при растяжении от 0 до 117 МПа, а для этому диапазон значений твердости оплавлен композиций характерны все три вида разру- ного слоя, при котором композиция стабильно шения. разрушается по АД1 увеличивается, однако раз Прочность соединения АД1–12Х18Н10Т за- рушающее напряжение снижается от 98–117 до висит также и от толщины оплавленного слоя: 68–78 МПа.

с ее увеличением диапазон значений его твер- Испытание на растяжение образцов с отно дости, при котором происходит разрушение по сительной протяженностью оплавленного слоя АД1, уменьшается и при толщине свыше 0,12 мм менее 100 % показало, что в этом случае те же 30 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ выводы справедливы лишь для соединений с относительной протяженностью оплавленного слоя более 85 %.

При сварке взрывом разнородных материа лов часто вводят в соединение промежуточные технологические прослойки из третьих мате риалов, выполняющих роль буфера пластично сти для улучшения условий сварки взрывом или роль «диффузионного барьера» для расши рения диапазона температурно-временных усло вий. В исследуемой композиции эту роль вы полняет прослойка из АД1, поэтому прочность композиции в направлении по нормали к гра ницам соединений определяется прочностными свойствами АД1 и составляет 98–117 МПа.

Рис. 5. Зависимость прочности композиции АМг6–АД1– Повысить прочность композиции можно 12Х18Н10Т от относительной толщины прослойки АД контактным упрочнением алюминиевой про- (относительная протяженность оплавленного слоя более 85 %) слойки [3]. В этом случае прочность соедине ния [4] щине оплавленного слоя 0,09 мм практически не удается повысить прочность композиции за соед = в 1 К К у К р, AD AD счет контактного упрочнения АД1, так как при где соед – временное сопротивление АД1;

К – увеличении растягивающего напряжения про AD коэффициент контактного упрочнения;

К у – исходит разрушение по оплавленному слою.

При толщине слоя 0,02–0,05 мм прочность коэффициент взрывного упрочнения мягкой композиции удается повысить до 147–157 МПа, прослойки;

К р – коэффициент реализации кон реализуя тем самым значение до 0,2. При тактного упрочнения. толщине оплавленного слоя менее 0,02 мм реа Наличие же на границе АД1–12Х18Н10Т лизуются значения до 0,15, прочность компо оплавленного слоя может затруднить возмож- зиции повышается до 166–176 МПа. При даль ность такого повышении прочности компози- нейшем уменьшении прочность АД1 за счет ции. Для определения этого влияния были про- контактного упрочнения увеличивается;

проч ведены испытания образцов по выше описан- ность композиции не изменяется, так как раз ной методике при относительной толщине мяг- рушение происходит по оплавленному слою.

кой прослойки = 0,8–1,0, твердости слоя 0,98– Выводы 5,9 ГПа и его толщине 0,00l–0,02 мм и относи- 1. Показано, что деформация образцов из трех тельной протяженности более 85 %. При кон- слойной сталеалюминиевой композиции, когда тактном упрочнении АД1 прочность компози- оплавы отсутствуют приводит к изменению ха ции растет и при, равной 0,3 и 0,2, становится рактера распределения микротвердости. Ее значе равной 137 и 157 МПа, соответственно. Однако ния сначала растут, но при деформации 5–10 % такая прочность достигается лишь при толщине наблюдается некоторое снижение твердости.

оплавленного слоя менее 0,02 мм и твердости 2. Если на границе сваренных взрывом со до 2,25 ГПа при = 0,3 и до 196 при = 0,2. единений присутствует оплавленный слой ме При дальнейшем уменьшении относительной талла, то их свойства при растяжении определя толщины АД1 прочность композиции повыша- ются его твердостью, толщиной и дефектно ется и при = 0,08 должна быть равна 215 МПа стью. При увеличении твердости и толщины [4]. Однако при напряжениях свыше 186 МПа слоя прочность и надежность соединений сни композиция разрушается по III виду разруше- жаются. Отпуск композиционных соединений с ния при всех значениях твердости. При увели- мягкой прослойкой может увеличить их надеж чении толщины слоя до 0,05 мм прочность по- ность при одновременном снижении прочности.

вышается только до 147–157 МПа. 3. В композиционных соединениях с мягкой прослойкой и оплавленным слоем снижается Испытаниями определяли диапазон реали эффект контактного упрочнения мягкой про зуемых значений, позволяющих повысить слойки из-за разрушения соединений по оплав прочность композиции за счет контактного уп ленному слою.

рочнения прослойки АД1 (рис. 5). Так, при тол ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ 4. Получены зависимости, связывающие проч- 2. Трыков, Ю. П. Влияние пластической деформации на структуру и свойства слоистых композиционных мате ность композиции АМг6–АД1–12Х18Н10Т с риалов / Ю. П. Трыков, В. Н. Арисова, Л. М. Гуревич, твердостью, толщиной и относительной протя- А. Ф. Трудов, Д. Н. Гурулев, С.А. Волобуев // Сварочное женностью оплавленного слоя на границе АД1– производство. – 2002. – № 6. – С. 11–14.

12Х18Н10Т. Изучено влияние контактного уп- 3. Бакши, О. А. О напряженном состоянии мягкой рочнения АД1 на прочность соединения. прослойки в сварных соединениях при растяжении (сжа тии) / О. А. Бакши // Труды ЧПИ, 1965, вып. 33.

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК 4. Сахновская, Е. Б. Структурная и механическая не однородность сваренных взрывом сталеалюминиевых со 1. Трыков, Ю. П. Слоистые композиты на основе единений / Е. Б. Сахновская, В. С. Седых, Г. Т. Тарабрин, алюминия и его сплавов / Ю. П. Трыков, Л. М. Гуревич, Ю. П. Трыков // Сварочное производство. – 1972. – № 9.

В. Г. Шморгун. – М.: Металлургиздат, 2004. – 230 с.

УДК 621. Л. М. Гуревич – канд. техн. наук, Ю. П. Трыков – д-р техн. наук, Д. В. Проничев – канд. техн. наук, А. Э. Петров – аспирант ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕПЛОПРОВОДНОСТИ БИМЕТАЛЛИЧЕСКИХ СОЕДИНЕНИЙ ИЗ ОДНОРОДНЫХ И РАЗНОРОДНЫХ СТАЛЕЙ Волгоградский государственный технический университет (e-mail: mv@vstu.ru) Исследовано влияние различных структурных факторов, возникающих при сварке взрывом и последу ющей термической обработке, на теплопроводность слоистых композитов Ст 3 + Ст 3 и Ст 3 + 12Х18Н10Т.

Расчетным путем получены значения коэффициентов теплопроводности зоны максимального упрочнения и диффузионных прослоек в различных состояниях.

Ключевые слова: слоистые композиты, интерметаллиды, теплопроводность, диффузия, сварка взрывом.

Influence of the various structural factors arising at by explosion welding and the subsequent thermal process ing, on heat conductivity of layered composites of St3+St3 and St3+12H18N10T is investigated. The settlement way receives values of factors of heat conductivity of a zone of the maximum hardening and diffusion layers in various conditions.

Keywords: layered composites, intermetallide, heat conductivity, diffusion, explosion welding.

Прочностные и пластические свойства на- структурным изменениям различных видов шедших широкое применение соединений из термической обработки на компьютерном из однородных и разнородных сталей хорошо мерительном комплексе КИТ-02ц, позволяю изучены [1, 2], но точность прогнозирования щем определять значение в диапазоне от 1 до поведения многих узлов и конструкций хими- 400 Вт/ (м К) с точностью 3–5 %. Характер и ческого и энергетического оборудования из них полнота трансформации структуры оценива при повышенных температурах затруднена лись металлографическими исследованиями и крайней ограниченностью данных о теплофи- измерениями микротвердости на приборе зических свойствах и методиках их расчета. ПМТ-3. Металлографические исследования Целью данной работы было изучение влия- микроструктуры поперечных шлифов после ния структурно-механической неоднородности сварки взрывом и термической обработки про биметаллов из однородных и разнородных ста- водили на микроскопе «Olympus» ВХ-61 при лей на теплопроводность и отработка методик увеличениях от 50 до 500 с обработкой циф измерения коэффициента их теплопроводности. ровых фотографий и измерением параметров В качестве материалов для эксперимента структуры на ПЭВМ с использованием про использованы биметаллы сталь Ст 3 + сталь Ст граммного комплекса «AnalySIS». Термиче 3 и сталь Ст 3+сталь 12Х18Н10Т, полученные скую обработку осуществляли в печи СНОЛ сваркой взрывом (СВ) на оптимальных режи- 1.6.2.51/11-И3 при типичных для сталей Ст 3 и мах, обеспечивших качественное соединение 12Х18Н10Т температурах (920 и 1050 °С) в те (рис. 1, а, 2, а). чение 1 и 10 ч.

Эксперименты предусматривали измерение Интенсивная пластическая деформация при коэффициента теплопроводности биметаллов сварке взрывом привела в обоих материалах в исходном состоянии и после приводящих к к формированию зоны максимального упрочне 32 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ а б Рис. 1. Микроструктура зоны соединения биметалла Ст 3 + Ст 3:

а – после сварки взрывом (х200);

б – после отжига 920 oС – 10 ч (100) 12Х18Н10Т 12Х18Н10Т Ст Ст а б Рис. 2. Микроструктура зоны соединения биметалла Ст 3 + 12Х18Н10Т:

а – после сварки взрывом (х100);

б – после закалки 1050–0,25ч (х500) 12Х18Н10Т 12Х18Н10Т Ст 3 Ст а б Рис. 3. Микроструктура зоны соединения биметалла Ст 3 + 12Х18Н10Т:

а – после отжига 1050 oС – 10 ч (50);

б – карбидная прослойка на границе соединения после нагрева 1050 С – 10 ч (500) ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ ния (ЗМУ), характеризующейся повышенной 1, б), общей толщиной 520 мкм. В биметалле концентрацией дефектов кристаллического стро- Ст 3 + сталь 12Х18Н10Т диффузионное взаи ения и твердостью (рис. 4, 5 поз. 1), толщина модействие у границы соединения привело к которых в соединении Ст 3 + Ст 3 63 мкм, а в образованию карбидной прослойки толщиной Ст 3 + 12Х18Н10Т – 500 мкм. 150 мкм (рис. 3, б) и обезуглероженной зоны Отжиг исходных образцов привел к устра- в Ст 3 (рис. 3, а).

Закалка КМ Ст 3 + 12Х18Н10Т после свар нению ЗМУ в обоих биметаллах в процессе ре ки взрывом приводила к образованию мартен кристаллизации (рис. 4, поз 2, 3;

рис.5, поз. 2).

ситной структуры в Ст 3, а в 12Х18Н10Т – к растворению избыточных карбидов легирую щих элементов в аустените. Появление мартен сита вызвало рост микротвердости в Ст 3 до 3,2– 3,5 ГПа, а рекристаллизация и растворение кар бидов в 12Х18Н10Т – к снижению до 2–2,1ГПа (рис. 5, поз. 3).

Отжиг закаленных образцов Ст 3 + 12Х18Н10Т привел к полной фазовой перекристаллизации в Ст 3 и выделению карбидов легирующих эле ментов в 12Х18Н10Т. При этом происходило снижение среднего уровня микротвердости до Рис. 4. Распределение микротвердости в биметалле 1,1–1,3 ГПа в стали Ст3 и до 1,8–2 ГПа в стали Ст 3 + Ст 3:

1 – СВ;

2 – отжиг 920 °С, 1 ч;

3 – отжиг 920 °С, 10 ч;

4 – отжиг 920 °С, 12Х18Н10Т (рис. 5, поз. 4).

1 ч + закалка 920 °С;

5 – отжиг 920 °С, 10 ч + закалка 920 °С Проведенный комплекс термических обрабо ток композитов Ст 3 + Ст 3 и Ст 3 + 12Х18Н10Т позволил изучить влияние на теплопроводность следующих факторов:

• сформировавшихся при СВ зон макси мального упрочнения с высокой степенью де фектности кристаллических решеток;

• химической неоднородности, связанной с перераспределением углерода и легирующих элементов в околошовной зоне;

• мартенситной структуры в стали Ст 3;

• формирования пересыщенного аустенита Рис. 5. Распределение микротвердости в биметалле при закалке стали 12Х18Н10Т.

Ст З + 12Х18Н10Т:

Расчетные значения по закону аддитивно 1 – СВ;

2 – отжиг 1050 °С, 10 ч;

3 – закалка 1050 °С, 0,25 ч;

4 – закалка 1050 °С, 0,25 ч + отжиг 1050 °С,10 ч сти [3] коэффициентов теплопроводности для композитов Ст 3 + Ст 3 и Ст 3 + 12Х18Н10Т %, С составили, соответственно, 35 и 21,5 Вт/(м·К).

Экспериментально определено, что нарушение 0, переноса тепла из-за высокого уровня струк 0, турной неоднородности при образовании ЗМУ приводило к снижению теплопроводности сва 0, ренных взрывом композитов на 7–10 % относи 0, тельно расчетной (рис. 7, поз. 2;

рис. 8, поз. 4).

Отжиг композитов, устраняющий эту неодно -250 -200 -150 -100 -50 0 50 100 150 200 родность, вызывал, как и следовало ожидать, Расстояние от границы соединения, мкм рост теплопроводности на 7–20 % (рис. 7, поз.

С.В. С.В.+920-10ч.

Рис. 6. Распределение углерода в соединении Ст 3 – Ст 3, оп- 3, 5;

рис. 8, поз. 5).

ределенное металлографически по площади, занимаемой Закалка КМ Ст 3 + Ст 3, сопровождающаяся перлитом образованием пересыщенного твердого раство ра с высоким уровнем искажений кристалли В биметалле Ст 3 + Ст 3 наблюдается пере ческой решетки, приводила к снижению коэф распределение углерода в околошовной зоне с об фициента теплопроводности на 8 % по сравне разованием тонкой прослойки перлитных зерен, нию с отожженным состоянием (рис. 7, поз. 4, 6).

оконтуренной ферритными полосами (рис. 6;

34 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Полученные экспериментальные данные Вт/ (м К) 3 36 (табл. 1 и 2) позволили определить вклад в эк вивалентный коэффициент теплопроводности 35 композита структурных элементов. Коэффици ент теплопроводности ЗМУ или диффузионной прослойки для изучаемых материалов может быть определен по правилу аддитивности:

ЗМУ(ДП) ЗМУ(ДП) = (1), Ст3 Ст3(12Х18Н10Т) СКМ Рис. 7. Теплопроводность КМ Ст 3 + Ст 3:

СКМ Ст3 Ст3(12Х18Н10Т) 1 – Ст. 3;

2 – КМ после СВ;

3 – КМ 920–1 ч;

4 – КМ 920–1 ч + + закалка;

5 – КМ 920–10 ч;

6 – КМ 920 10 ч + закалка где ЗМУ(ДП) – толщина зоны максимального уп Вт/(м К) 1 рочнения или диффузионной прослойки;

скм – 35 толщина СКМ;

Ст 3, 12Х18H10T – толщины Ст 3 и 12Х18Н10Т без учета толщины ЗМУ или диф 30 фузионной прослойки;

СКМ, Ст 3, 12Х18H10T – экспериментально определенные значения ко 25 эффициентов теплопроводности СКМ, сталей 6 3 4 Ст 3 и 12Х18Н10Т.

20 Анализ расчетных данных показывает, что для КМ Ст 3 + Ст 3 наибольшее снижение теп 15 лопроводности вызывают два фактора – обра зование ЗМУ при сварке взрывом и мартенсита.

Рис. 8. Теплопроводность КМ Ст 3–12Х18Н10Т:

1 – Ст 3;

2 – 12Х18Н10Т;

3 – расчетное значение для КМ;

4 – КМ по Расчетное значение коэффициента теплопро сле СВ;

5 – СВ+1050-10 ч;

6 – СВ + закалка 1050–0,25 ч;

7 – СВ + водности ЗМУ составляет 2,5 Вт/(м·К), следо + закалка 1050–0,25 ч + 1050–10 ч вательно, интенсивные пластические деформа Последующий отжиг, вызвавший восстановле- ции, сосредоточенные при сварке взрывом в ние равновесной структуры, вернул исходное тонкой околошовной зоне приводят к локаль значение теплопроводности.

ному снижению более чем в 14 раз.

При закалке КМ Ст 3 + 12Х18Н10Т одно В биметалле Ст 3 + 12Х18Н10Т коэффици временно протекают два структурообразующих ент теплопроводности ЗМУ после сварки взры процесса, оказывающих противоположное вом в 2,8 раза меньше композита и находится влияние на теплопроводность материала: обра на уровне 7 Вт/(м·К). Формирование диффузи зование мартенсита в стали Ст 3 и растворение онных прослоек с большим количеством кар карбидов в стали 12Х18Н10Т с формированием бидов приводит к снижению теплопроводности более однородной структуры. Совместное воз ОШЗ до 3,4 Вт/(м·К). Растворение карбидной действие этих факторов приводит к незначи фазы при закалке стали 12Х18Н10Т, напротив, тельному изменению теплопроводности после вызывает значительное увеличение теплопро закалки (разница с исходным состоянием не превышает 5 %). водности до 14 Вт/(м·К).

Таблица Параметры образцов и значения теплопроводности КМ Ст 3 + Ст Толщина, мм СКМ, ОШЗ, Материал Состояние Вт / (м К) Вт / (м К) КМ Ст 3' Ст 3'' ОШЗ Ст 3 – – – – – 35 – СВ 14,68 6,92 7,760 0,063 33 2, Отжиг 920 °С, 1 ч 14,12 6,952 7,168 0,052 36 – Отжиг 920 °С, 1 ч Композит 14,05 6,952 7,098 0,052 33 4, + закалка 920 °С Ст 3–Ст Отжиг 920 °С, 10 ч 14,74 6,943 7,797 – 36 – Отжиг 920 °С, 10 ч 14,65 6,943 7,707 – 34 – + закалка 920 °С ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Таблица Параметры образцов и значения теплопроводности КМ Ст 3 + 12Х18Н10Т Толщина, мм ОШЗ, СКМ, Материал Состояние Вт / (м Вт / (м К) КМ Ст3 12Х18Н10Т ОШЗ К) Ст 3 – – 10 – – 35* – 12Х18Н10Т – – – 10 – 16* – Расчетное значение 10,4 4,90 5,5 – 21,5 – СВ 10,4 4,90 5,5 0,5 19,5 7** Композит Отжиг 1050 С, – 10 ч 10,33 5,08 5,25 0,15 20,5 3,4*** Ст 3–12Х18Н10Т Закалка 1050 С – 0,25 ч 10,39 4,84 5,55 0,4 20,7 14*** Закалка 1050 С, 0,25 ч 10,89 5,27 5,62 0,2 20,7 5,3** + отжиг 1050 С, 10 ч * Коэффициент теплопроводности исходных материалов КМ.

** Коэффициент теплопроводности зоны максимального упрочнения.

*** Коэффициент теплопроводности прослойки с высоким содержанием карбидов.

но назначать технологические режимы их про Выводы изводства.

1. В результате проведенных исследований показано влияние трансформации структурно- БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК механической неоднородности соединений из 1. Трыков, Ю. П. Свойства и работоспособность слоис однородных и разнородных сталей на их теп- тых композитов : моногр. / Ю. П. Трыков, В. Г. Шморгун // ВолгГТУ. – Волгоград, 1999. – 190 с.

лопроводность.

2. Трыков, Ю. П. Деформация слоистых композитов :

2. Вычислены коэффициенты теплопровод- моногр. / Ю. П. Трыков, В. Г. Шморгун, Л. М. Гуревич // ности в уравнении аддитивности, позволяющие ВолгГТУ. – Волгоград, 2001. – 242 с.

3. Михеев, М. А. Основы теплопередачи / М. А. Михе повысить точность прогнозирования теплопро ев, И. М. Михеева. – М.: Энергия, 1977. – 344 с.

водности композитов (в зависимости от струк- 4. Теплопроводность твердых тел : справ. / под ред.

турно-конструктивных факторов) и рациональ- А. С. Охотина. – М.: Энергоатомиздат, 1984. – 321 с.

УДК 536.2.081.1: 620.186.5:669.017. Л. М. Гуревич – канд. техн. наук, Ю. П. Трыков – д-р техн. наук, Д. В. Проничев – канд. техн. наук, В. Н. Арисова – канд. техн. наук, О. С. Киселев – аспирант, А. Ю. Кондратьев – студент, С. В. Панков – аспирант СВОЙСТВА ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ ПРОСЛОЕК В СЛОИСТЫХ ТИТАНО-АЛЮМИНИЕВЫХ КОМПОЗИТАХ Волгоградский государственный технический университет (e-mail: mv@vstu.ru) Показано, что скорость образования многофазной интерметаллидной прослойки в слоистом композите титан-алюминий лимитируется кинетикой граничных реакций. Средние значения коэффициента теплопро водности сплошной интерметаллидной прослойки, образовавшейся при отжиге титано-алюминиевого ком позита, хорошо коррелируют с литературными данными.

Ключевые слова: титан, алюминий, слоистый композит, интерметаллид, диффузия, коэффициент тепло проводности.

It is shown that speed of formation multiphase intermetallic layers in the layered composite titan-aluminium is limited of kinetics of boundary reactions. Average values of coefficient of thermal conductivity of continuous inter metallic layer, formed at annealing of a titano-aluminium composite, well correlates with the literary data.

Keywords: titanium, aluminium, layered composite, intermetallic, diffusion, coefficient of thermal conductivity.

* и композиционных материалов [1], однако ре Алюминиды титана являются основой не зультаты исследований их химического соста скольких поколений аэрокосмических сплавов ва, кристаллической структуры и физико * механических свойств достаточно противоре Работа выполнена при финансовой поддержке гран та РФФИ (08-08-00056) и проекта 2.1.2/573 целевой про чивы. Так, на современных диаграммах состоя граммы Рособразования «Развитие научного потенциала ния бинарных сплавов системы «титан – алю высшей школы».

36 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ миний», кроме четырех надежно установлен- съемкой на дифрактометре ДРОН-3М в харак ных фаз: 2 (Ti3Al), (TiAl), TiAl2 и TiAl3 [2], теристическом излучении КCu. Идентифика иногда присутствуют Ti5Al11, Ti2Al5 [3], а диа- цию фаз проводили по базам данных PDF- пазон литературных значений коэффициента ICDD (The International Centre for Diffraction теплопроводности интерметаллидов при 20 оС Data) программой «Сrystal impact match!». Зна составляет от 7 Вт/м·К для TiAl3 и 22 Вт/м·К чения эквивалентного коэффициента теплопро для TiAl [4] до 25,1 Вт/м·К для TiAl и 33,5 Вт/м·К водности СКМ композита исследовали на ком для TiAl3 [5]. Верхняя граница диапазона пре- пьютеризированном приборе «КИТ-02Ц» КБ вышает коэффициент теплопроводности тита- «Теплофон», предназначенном для измерения на, изменяющийся в зависимости от чистоты от теплопроводности композиционных образцов 17,7 до 22,3 Вт/м К [6, 7]. в диапазоне от 1 до 400 Вт/м·К с погрешностью Целью настоящей работы являлось иссле- не более 3 %. Измерения теплопроводности дование кинетики образования, структуры и композита после сварки взрывом и диффузион теплопроводности интерметаллидной прослой- ных отжигов проводили при многократной ки в слоистых титано-алюминиевых интерме- переустановке образца с расчетом средних зна таллидных композиционных материалах. чений.

Материалы и методы исследования Результаты и их обсуждение Процессы формирования структуры интер- Интерметаллидные прослойки получали металлидного композита при температурах при отжиге за счет твердофазной диффузии при 560–630 оС исследовали на сваренных взрывом температурах ниже температуры плавления на оптимальных режимах и горячекатанных алюминия и в процессе взаимодействия титана образцах трехслойного материала ВТ1-0 + АД1 с расплавом алюминия. При твердофазной + ВТ1-0 с толщинами слоев титана 2 мм и алю- диффузии после окончания латентного периода миния от 0,9 до 4 мм. Металлографические ис- на границе ВТ1–0-АД1 образовывались от следования выполняли на модульном мотори- дельные фрагменты интерметаллидов, быстро зованном оптическом микроскопе «Olympus» сливающиеся в сплошную прослойку. Прямые BX-61 с фиксацией изображения цифровой ка- линии логарифмических зависимостей роста тол мерой DP-12 с увеличениями 50–1000. Па- щин интерметаллидного слоя lnh = f(ln) при от раметры структуры исследуемых КМ измеряли жигах 560–630 °С с выдержками до 90 ч (рис. 1, при обработке цифровых изображений на табл. 1) хорошо согласуются с известной сте ПЭВМ «Pentium IV», используя пакет про- пенной зависимостью (1) [8] грамм «AnalySIS» фирмы Soft Imaging System h n = K ( л ), (1) Gmbh. Однородность структуры интерметал где h – толщина прослойки, мкм;

и л – соот лидной прослойки определяли на сканирующем ветственно время отжига и латентный период зондовом микроскопе Solver Pro. Испытание на образования интерметаллидов, ч;

K – посто микротвердость по методу невосстановленного янный коэффициент для данной температуры отпечатка (ГОСТ 9450–76) вдавливанием ал отжига.

мазного индентора в форме четырехгранной Как видно из табл. 1, с ростом температуры пирамиды с квадратным основанием проводили отжига величина показателя степени n в урав на приборе ПМТ-3М под нагрузками 0,1–0,5 Н.

нении (1) приближается к 1, то есть к линейной Фазовый состав образующихся диффузионных зависимости между временем выдержки и тол слоев на разных удалениях от границы ВТ1-0 – щиной интерметаллидного слоя. Это плохо фор АД1 определяли послойной рентгеновской Таблица Зависимость толщины интерметаллидной прослойки h (мкм) от времени (ч) и температуры отжига Температура Латентный период Уравнение роста толщины Величина достоверности отжига, оС аппроксимации, R л, мин прослойки h1,668 = 0,854 (-0,17) 560 10 (2) 0, h1,727 = 1,699 (-0,14) 590 8 (3) 0, h1,043 = 0,843 (-0,10) 630 6 (4) 0, ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ реакций на границе «интерметаллид – чистый металл» и диффузионного транспорта атомов к соответствующим границам [9]. В общем слу чае эти процессы описываются четырьмя кине тическими коэффициентами диффузии (коэф И И фициенты DA и DB, связанные с подвижно стью атомов в соответствующих подрешетках интерметаллида, и коэффициенты граничной кинетики A и B, характеризующие кинетику формирования интерметаллидов на границе с чистыми компонентами). Если рост слоя интер металлида определяется кинетикой граничных реакций, то эффективный коэффициент диффу Рис. 1. Логарифмические зависимости толщины интерметал зии зависит от толщины слоя и определяет ли лидной прослойки h (мкм) от времени (ч) и температуры нейный, а не параболический закон утолщения отжига:

слоя интерметаллидов [9]. Рост температуры с 1 – 560 оС;

2 – 590 оС;

3 – 630 оС 560 до 630 °С приводит к резкому росту коэф коррелирует с параболическим законом роста И И фициентов DA и DB по известным экспонен толщины интерметаллидной прослойки во вре циальным зависимостям, превышающему ско мени (2), впервые полученным в работе Г. Г. Там рость увеличения коэффициентов граничной мана в 1897 г. на основе допущения постоянст кинетики.

ва концентрации диффундирующего компонен Отжиг при 630 °С в течение 90 ч позволил та при данной температуре на обеих границах получить сплошную интерметаллидную про прослойки и градиента концентрации дС/ду в слойку толщиной 152 мкм, твердость которой направлении роста повышалась по мере приближения к титановым слоям (рис. 2), что свидетельствует об измене h2 = CD = k, (2) нии фазового состава. Для первичной иденти a фикации фазового состава были использованы где С – разность концентраций на его грани- приведенные в табл. 2 значения микротвердо цах;

D – коэффициент диффузии в слое;

а – не- сти алюминидов титана по данным различных которая постоянная величина с размерностью авторов, значительный диапазон которых мо концентрации. жет быть объяснен тем, что интерметаллиды Близость зависимости к линейной можно TiAl и Ti3Al являются бертоллидами, то есть объяснить тем, что утолщение слоя интерме- химическими соединениями переменного со таллида связано с протеканием двух процессов: става.

Рис. 2. Распределение микротвердости по толщине интерметаллидной прослойки (отжиг 630 °С в течение 90 ч) 38 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Таблица Микротвердость алюминидов титана Диапазон содержания Алюминид титана Структурный тип Микротвердость, МПа Источник алюминия, мас. % TiAl3 63 ОЦ тетрагональная I4/mmm 4500 [10] 3900–4200 [11] 6040 [12] 6800 [13] ОЦ тетрагональная TiAl2 51–54 Нет данных I41/amd TiAl 34–56,2 Тетрагональная 2770 [12] P4/mmm 1800 [13] Ti3Al 14–26 Гексагональная P63/mmc 1000-2700 [14] Сравнение экспериментальных значений анализ образцов, в которых механически уда микротвердости интерметаллидной прослойки ляли слой титана, а затем уменьшали толщину и данных, приведенных в табл. 2, показывает, интерметаллидной прослойки, растворяя ее в что в фазовом составе прослойки должен пре- плавиковой кислоте. Толщину сохранившейся обладать интерметаллид TiAl3, твердость кото- интерметаллидной прослойки контролировали рого 3900–6800 МПа. металлографически на поперечном шлифе.

Для уточнения изменения фазового состава Дифрактограммы, полученные при толщинах интерметаллидной прослойки толщиной 130 интерметаллидной прослойки 102, 52 и 12 мкм, мкм проводился послойный рентгенофазовый показаны на рис. 3. Индентификация фаз затруд а б а б Рис. 3. Дифрактограммы, полученные при различных толщинах интерметаллидной прослойки:

а – 102 мкм;

б – 52 мкм;

в – 12 мкм;

г – алюминид TiAl (карточка 49-1446 PDF-2) ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Значения эквивалентного коэффициента те нялась наличием в официальной базе PDF- плопроводности СКМ интерметаллидного ком ICDD нескольких карточек для каждого из позита с различной толщиной интерметаллид алюминидов, имеющих отличия по интенсив ных прослоек, измеренные на компьютеризи ности и параметрам кристаллической решетки, рованном приборе «КИТ-02Ц» КБ «Теплофон», а также наложением сильных линий вероятных приведены в табл. 4.

фаз (например, у Ti2Al). По мере приближения Для металлического композита, представ к алюминиевому слою на дифрактограммах ос ляющего собой плоскую многослойную стенку лабевают и исчезают сильные линии Ti3Al (201) из плотно прилегающих слоев толщиной 1, 2, с углом 2=41,16°, (202) с 2 = 53,92° и (203) с 2 = 72,03о. Одновременно появляются и уси- … n с коэффициентами теплопроводности 1, 2, … n, и не содержащего на границах соеди ливаются дифракционные рефлексы от алюми нения непроваров или участков оплавов, экви нидов TiAl, TiAl2 и TiAl3. Появление рефлексов, валентный коэффициент теплопроводности характерных для твердых растворов на основе композита СКМ [15] зависит только от термиче алюминия, объясняется тем, что длина свобод ного пробега рентгеновского луча имеет поря ского сопротивления слоев i и равен док несколько десятков микрометров [15]. Из- i менение фазового состава по толщине интерме- + 2 +... + n СКМ = 1 (3).

таллидной прослойки приведено в табл. 3.

n 1 + +... + 1 2 n Таблица Отсюда теплопроводность интерметаллид Изменение фазового состава по толщине интерме таллидной прослойки ных прослоек можно рассчитать по формуле интер Алюминиды титана Расстояние интер =. (4) до границы Ti + Al + интер Ti Al идентифицированные вероятные с алюминием, мкм достоверно СКМ Ti Al 102 Ti3Al, TiAl, TiAl2, TiAl3 Ti2Al Полученные значения теплопроводности 52 Ti3Al, TiAl, TiAl2, TiAl3 Ti2Al интерметаллидной прослойки (табл. 4) хорошо 12 TiAl, TiAl2, TiAl3 Al согласуются с данными [4].

Таблица Теплопроводность 3-слойного композита титан-алюминий-титан и его составляющих Толщины слоев, мм Теплопроводность, Вт/мК Продолжительность отжига, ч ВТ1-0 АД1 Диффузионные прослойки CКМ Диффузионные прослойки 60 1,962 3,96 0,1222 34,5 15± 90 1,952 3,95 0,1532 32,8 12± БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК Выводы 1. Авиационные материалы. Избранные труды ВИАМ 1. Показано, что скорость образования в про 1932–2002 / под общ. ред. Е. Н. Каблова. – М.: МИСИС, цессе реактивной диффузии многофазной ин ВИАМ, 2002. – 423 с.

терметаллидной прослойки в слоистом компо- 2. Диаграммы состояния двойных металлических сис зите титан-алюминий лимитируется кинетикой тем. В 3 т. Т. 1 / под ред. Н. П. Лякишева. – М. : Машино строение, 1996. – 992 с.

граничных реакций.

3. Advanced Light Alloys and Composites. Series: NATO 2. Медианные значения экспериментально Science Partnership Sub-Series: 3, Vol. 59. 1998, 532 p.

определенного коэффициента теплопроводно- 4. Leichtfried, G. Advanced Materials and Technologies:

сти сплошной интерметаллидной прослойки, Materials. Powder Metallurgy Data. Part 2/G. Leichtfried, G. Sauthoff, G. E. Spriggs. - Springer-Verlag: Berlin Heidel образовавшейся при отжиге титано-алюмини berg, 2002. – 267 p.

евого композита при температуре 630 оС, со- 5. Синельникова, В. С. Алюминиды / В. С. Синельни ставляют 12–15 Вт/м·К, что хорошо коррелиру- кова, В. А. Подергин, В. П. Речкин. – Киев : Наук, думка, ет с литературными данными. 1965. – 242 с.

40 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ 6. Свойства элементов : справ. Ч. 1. Физические свой- 12. Dubois, Jean-Marie. An introduction to comlex metal ства / под ред. Г. В. Самсонова. – М. : Металлургия, 1976. – lic alloys and to the CMA network of excellence – In: Basics 600 с. of thermodynamics and phase transitions in complex inter 7. Зиновьев, В. Е. Теплофизические свойства металлов metallics. – Singapore, World Scientific Publishing, 2008.

при высоких температурах: справ. / В. Е. Зиновьев. – М.: P. 1–31.

Металлургия, 1989. – 383 с. 13. Самсонов, Г. В. Тугоплавкие соединения / Г. В. Сам 8. Бокштейн, Б. С. Диффузия в металлах / Б. С. Бок- сонов, И. М. Винницкий. – М.: Металлургия, 1976. – 560 с.

штейн. – М.: Металлургия, 1978. – 248 с. 14. Гринберг, Б. А. Интерметаллиды Ni 3Al и TiAl:

9. Гегузин, Е. Я. Диффузионная зона / Е. Я. Гегузин. – микроструктура, деформационное поведение / Б. А. Грин М.: Наука, 1979. – 344 с. берг, М. А. Иванов. – Екатеринбург : УрО РАН, 2002. – 360 с.

10. Рябов, В. Р. Сварка алюминия и его сплавов с дру- 15. Михеев, М. А. Основы теплопередачи / М. А. Ми гими металлами / В. Р. Рябов. – Киев : Наукова думка, хеев, И. М. Михеева. – М.: Энергия, 1977. – 344 с.

1983. – 264 с. 16. Мондольфо, Л. Ф. Структура и свойства алюми 11. Handbook of Aluminum: Volume 2: Alloy Production ниевых сплавов: пер. с англ. / Л. Ф. Мондольфо. – М. :

and Materials Manufacturing by George E. Totten. Металлургия, 1979. – 640 с.

УДК 678-19:621.777.044. Н. А. Адаменко – д-р техн. наук, Г. В. Агафонова – канд. техн. наук, Э. В. Седов – канд. техн. наук, В. Г. Петрухина – студент ТЕПЛОФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА АРОПЛАСТА И ЕГО КОМПОЗИЦИЙ С ФТОРОПЛАСТОМ-4 ПОСЛЕ ВЗРЫВНОГО ПРЕССОВАНИЯ Волгоградский государственный технический университет (e-mail: mv@vstu.ru) В работе проведены сравнительные исследования влияния статического и взрывного прессования на те плофизические характеристики аропласта и его композиций с фторопластом-4 с различным концентрацион ным содержанием компонентов. Изучены термомеханические свойства и термические характеристики по рошковых композиционных смесей при взрывном воздействии различной интенсивности.

Ключевые слова: взрывное прессование, аропласт, фторопласт-4, полимер-полимерные композиции, те плофизические свойства.

In this article, the comparative research of the influence of static and explosive pressing on the thermophysical characteristics of aroplast and his compositions with fluoroplast-4 with different content of components were carried out. The thermomechanical properties and thermal characteristics of composite powder mixtures under explosive impact of varying intensity were investigated.

Keywords: explosive pressing, aroplast, fluoroplastic-4, polymer-polymer compositions, thermophysical properties.

Возрастающие требования машиностроения ции изделий до 300 °С с сохранением низкого к показателям прочности, теплостойкости и вы- коэффициентом трения [3, 4].

сокой химической стойкости деталей предо- Сочетание в композициях Ф-4 с А-1 ком пределили использование термостойких поли- плекса ценных свойств определяет возмож мерных композиционных материалов (ПКМ), ность массового применения этих ПКМ, в том потребность и области применения которых числе в особо сложных условиях эксплуатации.

постоянно расширяются. Одним из новых под- Однако отсутствие эффективных способов пе ходов к созданию суперконструкционных пла- реработки композитов на основе термостойких стиков является использование полимер- полимеров, обладающих повышенной вязко полимерных систем, позволяющих создавать стью расплава и сильным межмолекулярным материалы малой плотности с повышенной взаимодействием, в изделиях сдерживает их прочностью, водо-, термо- и химической стой- использование [5, 6].

костью [1, 2]. Весьма перспективны компози- Перспективным способом получения изде ции фторопласта-4 (Ф-4) с термостойким ли- лий с высокими физико-механическими свой нейным полиэфиром – аропластом (А-1), обла- ствами из порошков трудноперерабатываемых дающим высокими модулем упругости, проч- полимеров и их композиций является взрывное ностью и химической стойкостью, что прессование (ВП), при котором одновременно обеспечивает композитам высокую износо- реализуются высокие давления, скорости на стойкость, прочность, возможность эксплуата- гружения и температуры, что создает благо ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ приятные условия для структурных превраще- в пространстве и преодолевают силы межмоле ний, и в значительной мере определяет свойст- кулярного взаимодействия, вызывая по мере ва получаемых материалов. Интенсивность приближения к температуре размягчения поли протекания структурных изменений в полиме- мера, одновременно с релаксацией внутренних рах и ПКМ определяется давлением, темпера- напряжений, увеличение размера образца.

турой и макропластическими деформациями Выявлено, что после ВП давлением 0,9 ГПа при ударном сжатии, что регулируется уровнем (рис. 1, кривая 2) А-1 имеет наиболее низкую энергосилового воздействия, то есть парамет- температуру размягчения (tр) 354–356 С, как и рами УВО. Данная работа посвящена исследо- после СП (рис. 1, кривая 1), что обусловлено ванию влияния различных условий ВП на ин- недостаточным межмолекулярным взаимодей тенсивность структурных преобразований А-1 ствием при этих режимах прессования и не по и его композиций с 20–75 % Ф-4, отражающих- зволяет достичь консолидации частиц полиме ся на их теплофизических свойствах. ра. ВП давлением 2,8 ГПа (рис. 1, кривая 3) Получение прессовок осуществляли взрыв- создает оптимальные условия для получения ным прессованием давлением 0,9–4,6 ГПа при высокоплотной прессовки, способствует усиле скользящем нагружении, а для сравнения нию межмолекулярного взаимодействия, с од свойств статическим (СП) – давлением 200 МПа. новременным увеличением молекулярного веса Спекание полученных заготовок проводили А-1 с 7000 до 21000 по данным ИКС [7], а так в свободном состоянии при температуре 380– же более интенсивной релаксации напряжений, 400 С с выдержкой 10 мин на 1 мм толщины что повышает tр на 22 С и снижает деформи образца. Исследование теплофизических харак- руемость образцов при нагреве.

теристик материалов в широком интервале тем- Повышение давления от 0,9 до 4,6 ГПа при ператур проводили с помощью термомеханиче- ВП композиций, содержащих 20 и 75 % Ф- ского анализа (ТМА) при одноосном сжатии, привело к снижению температур размягчения осуществляемым через пуансон с нагрузкой 1 Н на 8–18 С (рис. 2, 3, кривые 2–4). При этом и скорости нагрева 5 °С/мин;

дифференциаль- наибольшие деформации испытывают образцы, но-термического (ДТА) и термогравиметриче- полученные давлением 4,6 ГПа. Так, при 20 % ского (ТГА) анализов по ГОСТ 21553–76. Ф-4 деформируемость увеличилась в 1,5 раза, Термомеханические исследования А-1 и что обусловлено повышением дефектности и, композиции с 20 % Ф-4 независимо от способа возможно, частичной деструкцией полимера, обработки показали, что при нагреве до 350 °С вызванных неоднородностью сжатого состоя происходит разрыхление структуры аропласта, ния при интенсивном энергосиловом воздейст о чем свидетельствуют отрицательные дефор- вии. Прессование композиций с 75 % Ф-4 при мации на термомеханических кривых (ТМК) вело к отличию площадок на ТМК, связанных (рис. 1, 2), обусловленные увеличением кон- с процессом аморфизации полимера после ВП и формационной подвижности макромолекул, ко- увеличению относительной деформации до 4,4 % гда они стремятся принять прежнее положение при давлении 0,9 ГПа и до 6,8 % при 4,6 ГПа а б Рис. 1. Термомеханические кривые аропласта А-1 до (а) и после спекания (б):

1 – СП;

2 – ВП Р = 0,9 ГПа;

3 – ВП Р = 2,8;

4 – ВП Р = 4,6 ГПа 42 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ а б Рис. 2. Термомеханические кривые композиции Б - 1-2 до (а) и после спекания (б):

1 – СП;

2 – ВП Р = 0,9 ГПа;

3 – ВП Р = 2,8;

4 – ВП Р = 4,6 ГПа а б Рис. 3. Термомеханические кривые композиции Б - 4-1 до (а) и после спекания (б):

1 – СП;

2 – ВП Р = 0,9 ГПа;

3 – ВП Р = 2,8;

4 – ВП Р = 4,6 ГПа (по сравнению с 3,3 % у статически спрессо- чения исследованных ПКМ (а, следовательно, ванного материала). Такие изменения свиде- их теплостойкость) повысилась независимо от тельствуют о прохождении фазовых превраще- состава композиций и давления ВП. При этом ний у полимеров после ВП при нагреве в более более выгодные структурные преобразования, интенсивном режиме и снижении вязкости ма- способствующие усилению межмолекулярного териала. Аналогичные результаты были полу- взаимодействия при оптимальном энергосило чены при активации Ф-4 плоской ударной вол- вом воздействии Р = 2,8 ГПа обеспечили наи ной давлением 2,1 ГПа [8], где деформации бы- меньшую деформируемость всех исследован ли более значительны и достигали 60 %. Такие ныхматериалов (до 3 %), в отличие от обработ различия в поведении материалов при нагреве ки Р = 4,6 ГПа и СП, где эти деформации более обусловлены присутствием в исследованных значительны (до 6,0 %), что свидетельствует о композициях жесткого аропласта, сдерживаю- необходимости более длительного спекания та щего деформацию Ф-4, и меньшим влиянием ких прессовок под давлением.

на структуру полимеров ВП скользящей удар- Исследование влияния интенсивности ной волной. взрывного воздействия на теплофизические ха Улучшение реологических свойств компо- рактеристики показали, что ВП скользящей УВ зиций после ВП обеспечило возможность спека- давлением до 2,8 ГПа, по данным ДТА, почти ния прессовок в свободном состоянии (рис. 1, б;

не изменяет хода кривых, как А-1, так и его 2, б;

3, б), после которого температура размяг- композиций с Ф-4 (рис. 4, кривая 2). Количест ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ пературы плавления А-1 и его композиций с Ф-4 на 22–69 С, энергию активации процесса термодеструкции аропласта с 51,3 до 34,0 кДж/ моль (рис. 5), а его композиций с 48,5–76,3 до 28,8–70,1 кДж/моль, что вызвано наибольшими изменениями в химической структуре полиме ров и возможно их частичной деструкцией.

Таким образом, полученные результаты свидетельствуют о влиянии взрывного воздей ствия на структурную модификацию аропласта и его композиций с фторопластом-4, величина которой зависит от интенсивности высокоэнер гетического воздействия, что выражается в из менении реологических и теплофизических свойств материалов.

Выводы 1. Установлено, что при обработке аропла ста и его композиций, содержащих 20–75 % Ф-4, скользящей ударной волной, повышение давле ния от 0,9 до 2,8 ГПа приводит к усилению межмолекулярного взаимодействия, способст Рис. 4. Кривые ДТА композиции А-1 с 75 % Ф-4 до (1) вующему наименьшей деформируемости мате и после ВП (2, 3) давлением:

риала (до 3 %) после спекания в свободном со 2 – 2,8 ГПа;

3 – 4,6 ГПа стоянии, в отличие от обработки Р = 4,6 ГПа и СП, где эти деформации более значительны (до 6,0 %), что требует более длительного спе кания прессовок под высоким давлением.

2. Взаимодополняющими методами ДТА и ТГА доказано, что взрывное прессование ком позиций скользящей ударной волной давлени ем до 2,8 ГПа не вызывает изменений в хими ческой структуре полимеров, а его повышение до 4,6 ГПа увеличивает скорость потери массы, снижает энергию активации процесса термо деструкции материалов с 48,5–76,3 до 28,8– 70,1 кДж/моль, температуры плавления и тер модеструкции А-1 и его композиций с Ф- на 20–70 С.

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК Рис. 5. Влияние давления ВП на энергию активации А-1 1. Пугачев, А. К. Переработка фторопластов в изделия / до (1) и после спекания (2) А. К. Пугачев, О. А. Росляков. – Л.: Химия, 1987. – 65 с.

2. Охлопкова, А. А. Пластики, наполненные ультра дисперсными неорганическими соединениями / А. А. Ох во эндо- и экзоэффектов не отличается от ис лопкова, А. В. Виноградов, Л. С. Пинчук. – Гомель :

ходного материала;

при этом незначительные ИММС НАНБ, 1999. – 164с.

различия в температурах фазовых и физических 3. Термоустойчивость пластиков конструкционного переходов связаны с повышением дефектности назначения / под ред. Е. Б. Тростянской. – М.: Химия, 1980. – 240 с.

структуры и возрастанием локальных внутрен 4. Гузеев, В. В. Разработка новых полимерных и керами них напряжений. Повышение давления ВП до ческих материалов для узлов трения нефтяных центро 4,6 ГПа (рис. 4, кривая 3) изменяет количество бежных насосов / В. В. Гузеев, Л. Р. Иванова, Е. Г. Хоробрая // Химическая промышленность. – 2001. – № 5. – С. 50–56.

экзоэффектов, снижает температуру термо 5. Адаменко, Н. А. Свойства фторопластовых компо окисления у А-1 на 20 С, а в композициях – на зиционных материалов, полученных взрывным прессо 40–70 С;

значительно увеличивает скорость ванием / Н. А. Адаменко, Ю. П. Трыков, Э. В. Седов // потери массы (по данным ТГА), снижает тем- Перспективные материалы. – 1999. – № 4. – С. 68–72.

44 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ 6. Ударно-волновая обработка полимеров и полимер- В. Н. Арисова, П. А. Литвинов // Физика и химия обра ных композиций / Н. А. Адаменко, Ю. П. Трыков, А. В. Фе- ботки материалов. – 2007. – № 4. – С. 52–56.

тисов, Г. В. Агафонова // Физика и химия обработки 8. Структура и свойства обработанных взрывом дис материалов. – 2006. – № 5. – С. 20–24. персных термопластов / Н. А. Адаменко, Ю. П. Трыков, 7. Структурные изменения полиоксибензоила при Э. В. Седов, А. В. Фетисов // Материаловедение. – № 1. – взрывной обработке / Н. А. Адаменко, Г. В. Агафонова, 2001. – С. 36–40.

УДК 678.743:539. Н. А. Адаменко – д-р техн. наук, А. В. Казуров – канд. техн. наук, Д. В. Проничев – канд. техн. наук, А. И. Лямин – студент ТЕПЛОПРОВОДНОСТЬ НАПОЛНЕННЫХ МЕДНОФТОРОПЛАСТОВЫХ КОМПОЗИТОВ Волгоградский государственный технический университет (e-mail: mv@vstu.ru) В работе исследовано влияние способа получения, спекания и концентрации наполнителя на теплопро водность меднофторопластовых композитов. Установлено, что взрывное прессование приводит к повыше нию теплопроводности исследуемых композитов, особенно сильно при содержании меди 40 % об., что свя зано с активным физико-химическим взаимодействием в системах «полимер – металл» и «металл – металл».

Ключевые слова: фторопласт-4, дисперсный наполнитель, медь, взрывное прессование, композит, теп лопроводность, адгезионное взаимодействие.

In work influence of a way of obtaining, sintering and concentration of filler on heat conductivity of copper fluoroplastic is investigated. It is established that explosive pressing leads to increase of heat conductivity of inves tigated composites, especially strong at the maintenance of copper of 40 %. That is connected with intensive physi cal and chemical interaction in polymer-metal and metal-metal systems.

Keywords: fluoroplastic, disperse filler, copper, explosive pressing, composite, heat conductivity, adhesive in teraction.

В узлах трения машиностроительного обо- антифрикционных деталях использование в ка рудования широко применяются материалы на честве наполнителей фторопласта металлов, основе фтропласта-4 (Ф-4, политетрафторэти- которые наиболее активны при создании адге лен), обладающего высокими антифрикцион- зионных контактов с полимером, а также хо ными свойствами, химической инертностью и рошо отводят тепло от поверхности трения, что термостойкостью, что ставит его в ряд перспек- значительно улучшает характеристики работо тивных полимеров для создания самосмазы- способности таких материалов [1, 2].

вающихся композиций. В чистом виде фторо- Использование энергии взрыва для обра пласт, как антифрикционный материал, приме- ботки порошковых смесей полимеров с напол няют редко из-за высокой хладотекучести, низ- нителем является перспективным и актуальным ких прочностных свойств и износостойкости. направлением развития методов получения по Наполнение Ф-4 дисперсными частицами до 40 лимерных композиционных материалов (ПКМ) % об. позволяет увеличить износостойкость в высокоэнергетическим воздействием, обеспе 250–1000 раз, но низкое адгезионное взаимо- чивающим одновременно прессование, формо действие между Ф-4 и наполнителем, несмотря вание, термодинамическую активацию и кон на рост прочности материалов при сжатии, солидацию порошков адгезионноинертных приводит к резкому снижению прочности при трудноперерабатываемых полимеров и их на растяжении, относительного удлинения и удар- полненных композиций [5, 6].

ной вязкости, что служит причиной выхода из Целью работы являлось изучение эффек строя триботехнических узлов при пиковых и тивности влияния взрывной обработки на динамических нагрузках, а также ограничений структурную модификацию металлофторопла их использования в высоконагруженном обо- стовых композитов, наполненных до 40 % об.

рудовании [1, 2]. Повысить эксплуатационные меди с помощью иследования теплопроводно свойства антифрикционных фторопластовых сти, что позволит также оценить эффектив деталей можно путем усиления адгезионного ность применения реальных триботехничес взаимодействия между полимером и наполни- ких изделий, изготовленных из данных мате телем [3. 4]. При этом наиболее перспективно в риалов [1, 2].

ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ В настоящей работе проводились сравни- редачи. При наполнении Ф-4 медью до 40 % теп тельные исследования теплопроводности мед- лопроводность определяется непрерывной по нофторопластовых композитов, получаемых лимерной матрицей (рис. 2), где теплопередача статическим (СП) и взрывным прессованием осуществляется за счет колебаний решетки и (ВП). Содержание меди дисперсностью 40 мкм макромолекул в кристаллической и аморфной варьировалось от 3 до 40 % об. Статическое прес- фазах [8, 9]. Наполнение 40 % меди сопровож сование осуществляли на прессе давлением дается преимущественным включением меха 100 МПа, взрывное – с помощью взрывного на- низмов теплопроводности для металлов, то есть гружения в ампуле, давлением до 400–600 МПа теплопередача осуществляется за счет движе [7]. При этом плотность взрывных образцов ния электронов меди. Повышение теплопровод соответствовала статически спрессованным. ности спрессованных взрывом фторопластовых Спекание осуществляли в свободном состоянии композитов при наполнении менее 40 % меди при 380 °С с выдержкой 15 мин на 1 мм тол- по сравнению со статически спрессованными щины образца. Теплопроводность измерялась образцами объясняется более высоким адгези по стандартной методике на установке КИТ- онным взаимодействием между медью и Ф-4, 02Ц «Теплофон». Подготовка образцов в виде что приводит к увеличению объема в структуре куба со сторонами 10 ± 0,5 мм включала: устра- межфазной или переходной зоны, которая нение непараллельности и неперпендикуляр- имеет более упорядоченную структуру, а сле ности сопрягаемых поверхностей исследуемого довательно и более высокую теплопроводность образца, зачистку на наждачной бумаге и по- (рис. 3, а). Причем с ростом содержания меди лировку поверхностей, соприкасающихся с изме- увеличивается количество межфазной зоны рителем, а также смазку их термопастой «Ти- (рис. 3, б) и наблюдается более интенсивное по тан» для снижения теплового сопротивления на вышение теплопроводности после ВП. Однако границе контакта прибора и образца. Полу ченные с измерителя данные автоматически обрабатывались ЭВМ и выводились на экран.


Микроструктурные исследования осуществля ли с помощью оптического микроскопа Olym pus 61BX.

Результаты исследований показали, что с уве личением содержания меди с 5 до 40 % тепло проводность наиболее сильно повышается по сле ВП: с 1,1 до 22,5 Вт/м·К (рис. 1, кривая 1), то есть более чем в 22 раза, а после СП всего в 1,4 раза, с 1,0 до 1,4 Вт/м·К (рис. 1, кривая 2).

При этом резкое увеличение теплопроводности (до 22,5 Вт/м·К) спрессованных взрывом образ Рис. 1. Зависимость теплопроводности цов наблюдается при концентрации меди 40 %, меднофторопластовых композитов от концентрации меди:

что обусловлено сменой механизмов теплопе- 1 – ВП;

2 – СП (вдоль направления прессования) а б Рис. 2. Микроструктуры композитов Ф-4 + медь (х 200) после ВП:

а – 10 % меди;

б – 30 % меди 46 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ а б Рис. 3. Схема взаимодействия структурных элементов в наполненных меднофторопластовых композитах:

а – 5–20 % меди;

б – 25–40 % меди;

1 – Ф-4;

2 – медь;

3 – межфазная зона при концентрациях наполнителя до 30 % метал- Спекание противоположно влияет на изме лические частицы находятся в изоляции друг от нение коэффициента теплопроводности в мед друга и, следовательно, основную роль в теп- нофторопластовых композитах после ВП и СП.

лопередачи играет полимер, являющийся теп- Спекание статически спрессованных медно лоизолятором, и кардинального повышения фторопластовых композитов приводит к не теплопроводности не происходит, так как со- значительному повышению теплопроводности, храняются механизмы теплопередачи полиме- например, спекание композитов наполненных ра [8, 9]. 10 % меди после СП повышает коэффициент При наполнении 40 % медью между метал- теплопроводности с 1,17 до 1,32 Вт/м·К (рис. 4), лическими частицами при ВП возникает меж- то есть на 13 %. Это очевидно связано с мо частичное взаимодействие, являющееся резуль- нолитизацией полимерной матрицы и некото татом кратковременного действия высоких дав- рым повышением адгезионного взаимодействия лений и температур, что приводит к их сварке в композите. Это подтверждается тем, что чем с образованием непрерывной армирующей ме- выше степень наполнения, тем менее эффектив таллической фазы (каркаса) и вызывает резкое но влияет спекание на теплопроводность ста повышение теплопроводности. В отличие от ВП тически спрессованных композитов. Спекание при СП наблюдается лишь механический кон- композитов после ВП приводит к снижению такт между медными частицами в композите, коэфициента теплопроводности в 1,1–1,9 раза.

с сохранением в зоне контакта повышенного Например, спекание фторопластовых компози теплового сопротивления, что приводит к суще- тов после ВП, наполненных 10 и 40 % меди, ственно меньшим теплопроводным свойствам.

Установлено, что во фторопластовых ком позитах при содержании меди 5–30 % наблю дается более высокая теплопроводность попе рек направления СП: на 0,01–0,04 Вт/м·К, что связанно с ориентацией полимерных частиц в данном направлении. При более высоких кон центрациях меди разность теплопроводности, измеренной вдоль и поперек направления прес сования, исчезает, что связанно с преимуще ственным включением механизмов теплопе редачи для металлов. При ВП характеристики теплопроводности материала, измеренные вдоль оси и по радиусу ампулы, идентичны, и это Рис. 4. Зависимость теплопроводности меднофторопласто связано с тем, что векторы давления при ВП вых композитов от концентрации меди после спекания:

скользящим ударным фронтом равнозначны [7]. 1 – ВП;

2 – СП (вдоль направления прессования) ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ ки / А. П. Семенов, Ю. Э. Савинский. – М.: Машинострое снижает коэффициент теплопроводности почти ние, 1976. – 192 с.

в 1,4 и 1,9 раза, соответственно, с 1,9 до 1,4 Вт/м·К 3. Ениколопов, Н. С. Принципы создания полимерных и с 22,5 до 12 Вт/м·К, что подтверждает более композиционных материалов / Н. С. Ениколопов, А. А. Бер сильное адгезионное и межчастичное взаимо- лин, С. А. Вольфонсон, В. Г. Ошмян. – М.: Химия, 1990. – действие при ВП, которое нарушается при спе- 238 с.

4. Кац, Г. С. Наполнители для полимерных компози кание за счет частичного разрыва связей ме ционных материалов / Г. С. Кац, Д. В. Милевски. – М.:

талл-полимер и слабых «сварных» контактов Химия, 1981. – 736 с.

меди. При этом происходят процессы аморфи- 5. Адаменко, Н. А. Свойства фторопластовых компо зации структуры полимера и окисления меди. зиционных материалов, полученных взрывным прессова нием / Н. А. Адаменко, Ю. П. Трыков, Э. В. Седов // Пер Таким образом, взрывное прессование обе спективные материалы. – 1999. – № 4. – C. 68–72.

спечивает повышенное адгезионное и межчас 6. Адаменко, Н. А. Взрывная обработка металлополи тичное взаимодействие, следовательно, более мерных композиций / Н. А. Адаменко, А. В. Фетисов, высокие значения коэффициента теплопровод- А. В. Казуров. – Волгоград, 2007. – 240 с.

ности. При этом наиболее эффективна взрывная 7. Адаменко, Н. А. Свойства железофторопластового композита, полученного взрывным прессованием в ампу обработка композитов с содержанием напол лах / Н. А. Адаменко, Ю. П. Трыков, А. В. Казуров // Пер нителя 40 %. спективные материалы. – 2003. – № 4. – С. 83–86.

8. Берман, Р. М. Теплопроводность твердых тел / пер.

БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК с англ. Л. Г. Асламазова;

под ред. В. З. Кресина. – М.:

Мир. 1979. – 286 с.

1. Пугачев, А. К. Переработка фторопластов в изделия / 9. Теплопроводность и диффузия : сб. науч. тр. / Рижск.

А. К. Пугачев, О. А. Росляков. – Л.: Химия, 1987. – 65 с.

Политехн. ин-т им. А. Я. Пельше. – Рига, 1988. – 152 с.

2. Семенов, А. П. Металлофторопластовые подшипни УДК 621. В. Д. Рогозин – д-р тех. наук, С. П. Писарев – канд. техн. наук, В. Н. Арисова – канд. техн. наук, М. С. Круглов – студент УДАРНОЕ ПРЕССОВАНИЕ ПОРОШКОВЫХ СМЕСЕЙ W2B5+Ni Волгоградский государственный технический университет (e-mail: mv@vstu.ru) Разработана методика высокоскоростного ударного прессования порошковых материалов с помощью компьютерного моделирования. Получены высокоплотные образцы – прессовки из композиций W2B5+Ni с содержанием компонентов 0, 25, 50, 75, 100 %. Рентгеноструктурные исследования показали, что в частицах W2B5 размер блоков мозаики постоянен, а микронапряжения возрастают с ростом ударного давления. В час тицах Ni уменьшаются размеры блоков и микронапряжения. Полученные результаты можно объяснить не равномерным распределением деформации между частицами с сильно различающимися механическими свойствами.

Ключевые слова: ударная волна, высокоскоростное прессование, высокоплотные прессовки, борид вольфрама, характеристики тонкой структуры.

The technique of high-velocity shock compaction of powder materials by means of computer simulation is worked out. High density compact-samples from W2B5+Ni compositions with the components content 0, 25, 50, 75, 100 % are received. X-ray tests have shown, that in W2B5 particles the size of mosaic blocks is constant, and micro stresses increase with growth of shock pressure. In Ni particles the sizes of blocks and microstresses decrease. The received results can be explained by the non-uniform distribution of deformation between particles with strongly differing mechanical properties.

Keywords: shock wave, high-velocity compaction, high-density compacts, tungsten borides, substructure pa rameters Порошковые металлокерамические компо- воздействия. Однако поведение разнородных зиции являются важными функциональными компонентов в процессе динамического дефор материалами, обладающими жаропрочностью, мирования порошкового материала изучено не износостойкостью и рядом специфических достаточно. В связи с этим, в данной работе электротехнических свойств. Вследствие высо- рассматривается процесс высокоскоростного кой твердости керамической составляющей та- ударного прессования порошковых композиций кие композиции относятся к труднопрессуемым борида вольфрама с никелем, и сопоставляются и для их компактирования целесообразно при- характеристики тонкой структуры компонентов менять импульсные методы ударноволнового в полученных прессовках.

48 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Исходными материалами являлись порошки промышленного производства, которые ис пользовались в состоянии поставки, без приме нения пластификаторов или других наполните- лей. Порошок борида вольфрама – W2B5, сред- ний размер частиц 5–10 мкм, микротвердость 25–26 ГПа;

порошок никеля Ni – марки ПНЭ, средний размер частиц 30–50 мкм, микротвер дость 1,30–1,50 ГПА. Композиции W2B5+Ni с содержанием 0, 25, 50, 75, 100 % вес Ni приго тавливались перемешиванием порошков вруч- ную до однородной консистенции. В табл. 1 приведены характеристики композиций перед прессованием.

Таблица Плотность порошковых композиций (кг/м3) Плотность Относи Но- Начальная Состав компактного тельная Рис. 1. Схема высокоскоростного прессования:

мер плотность материала плотность 1 – ударник;

2 – прессформа;

3 – стальной экран;

4 – пуансон;

5 – свинцовая прослойка;

6 – контейнер;

7 – вкладыш;

8 – прессуе 1 W2B5 4350 13100 0,33 мые порошки;

9 – разделительные прокладки;

10 – песчаная про слойка;

11 – поддерживающий пуансон;

12 – вставка;

13 – трубка;

2 25 Ni+75 W2B5 4070 12000* 0, 14 – стальное основание;

15 – песчаный грунт 3 50 Ni+50 W2B5 3960 10600* 0, вид дисков диаметром 30 мм и толщиной 3–4 мм, 4 75 Ni+25 W2B5 3450 9800* 0, без видимых следов отколов и разрушения.

5 Ni 3440 8900 0, Расчет параметров ударного нагружения * – плотность рассчитана по правилу аддитивности производили по компьютерной методике, опи санной в [3]. Как пример, на рис. 2 показано из =, где 1, 2, X1, X2 – плотность и массовая доля ком X1 X + менение во времени среднего ударного давле 1 ния во втором слое при скорости удара 600 м/с.


понентов.

При анализе волновой картины выявлено, что Для ударного прессования использовали основная часть процесса нагружения, в которой пороховую баллистическую установку калибра достигается конечное уплотнение, состоит из 50 мм. Ударник в виде цилиндра с плоским четырех пакетов импульсов давления. Для од торцом массой 0,3 кг изготавливали из свинца. новременно прессуемых слоев основное разли Скорость полета ударника в опытах была в пре- чие наблюдается в первых двух пакетах: чем делах 500–600 м/с и контролировалась с помо- ниже располагается слой, тем слабее первый па щью электроконтактной методики.

При разработке схемы ударного нагружения порошковых образцов за основу принята схема высокоскоростного прессования, описанная в [1, 2]. Прессуемые порошки располагали в много слойном составном контейнере внутри сталь ной прессформы. В одном контейнере помеща ли пять порошковых слоев толщиной 7–8 мм из композиций, указанных в табл. 1, в таком же порядке сверху вниз. Для увеличения давления и улучшения сохранности прессовок схема прес сования несколько модернизирована (рис. 1):

в нижней части контейнера добавлена заглуш ка, а снаружи удалена песчаная прослойка. По сле ударного прессования контейнер разрезали и извлекали образцы-прессовки, которые имели Рис. 2. Импульс давления при ударном прессовании ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ кет и сильнее второй. Однако третий и четвер- Таблица тый пакеты для всех слоев отличаются мало, а Характеристики тонкой структуры W2B в прессовках из смеси № именно в них достигается конечная плотность прессуемых слоев. Благодаря этому выравни- Давление II 100 200 D ваются максимальные давления ударного воз- прессования действия во всех прессуемых слоях контейнера ГПа мрад мрад нм МПа (табл. 2).

5,8 1,0 1,2 155 Разработанная схема и методика ударного 6,1 1,0 3,1 152 прессования позволяют получать из всех ука занных композиций образцы-прессовки с высо- 7,7 1,6 1,2 152 кой плотностью, достигающей 90–95 % от плот ности компактного материала. Таблица Характеристики тонкой структуры Ni Таблица в прессовках из смеси № Максимальные давления (ГПа) прессования слоев Давление II 111 222 D Номер слоя 1 2 3 4 5 прессования ГПа мрад мрад нм МПа 500 5,7 5,7 5,8 5,6 5, Скорость 5,8 2,3 4,3 163 550 7,6 7,0 6,1 6.6 7, удара (м/с) 6,1 2,0 1,2 87 600 6,9 7.0 7.7 7.0 6, 7,7 3,5 1,0 46 Рентгеноструктурный анализ прессовок осуществляли на дифрактометре ДРОН-3,0 в твами компонентов. Действительно, можно Cu K-излучении с Ni-фильтром. Для качест- представить, что заполнение пор при уплотне венного фазового анализа съемку выполняли нии происходит в основном за счет пластиче в интервале углов от 20 до 100 град со скоро- ского течения частиц Ni, так что дробление стью движения диаграммной ленты 720 мм/ч и ОКР и снижение II являются следствием ин шагом отметки углов через 1 град. Характери- тенсивной локальной пластической деформа стики тонкой структуры определяли по линиям ции и разогрева. Твердые, прочные частицы 100 и 200 для W2 B5, и линиям 111 и 222 для Ni. W2B5 в основном переупаковываются при ма Запись профилей рентгеновских отражений лой деформации и оказываются в объемном на осуществляли при скорости движения счетчика пряженном состоянии, поэтому размеры ОКР 1/8 град/мин с отметкой углов через 0,1 град. не меняются, а микронапряжения II растут как На всех дифрактограммах, как исходных остаточные упругие напряжения.

порошков Ni и W2 B5, так и прессовок из их Обнаруженные эффекты могут быть ис смесей, идентифицируются только линии W2 B пользованы при создании методами ударного и Ni, следовательно, в реализованных условиях прессования композиционных материалов с по ударно-волнового сжатия не происходит каких вышенными служебными свойствами.

либо изменений фазового состава прессуемых композиций. БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК По методу аппроксимации [4] проведен 1. Пат. № 2318632 Российская Федерация, МПК В22F расчет физических уширений рентгеновских 3/08, В23К 20/08. Способ получения изделий из порошков / линий с целью оценки наличия микронапряже- С. П. Писарев, В. Д. Рогозин, Ю. П. Трыков, Л. М. Гуре ний II и размера D областей когерентного рас- вич;

заявитель и патентообладатель ГОУ ВПО «Волго сеяния (ОКР) кристаллитов. Результаты расче- градский государственный технический университет». – Опубл. 10.03.08, Бюл. № 7.

тов для компонентов композиции 50/50 приве 2. Известия Волгоградского государственного техни дены в табл. 3, 4. Как видим, в частицах W2B5 ческого университета: межвуз. сб. научн. ст. № 3 (29) / размер ОКР постоянен, а микронапряжения за- ВолгГТУ. – Волгоград, 2007. – С. 41–44. (Сер. «Проблемы метно возрастают с ростом ударного давления. материаловедения, сварки и прочности в машинострое В частицах Ni при этом уменьшаются размеры нии». Вып. 1).

3. Рогозин, В. Д. Взрывная обработка порошковых ОКР и микронапряжения.

материалов: моногр. / В. Д. Рогозин // ВолгГТУ.– Волго Полученные результаты можно объяснить град, 2002. – 136 с.

неравномерным распределением локальной де- 4. Горелик, С. С. Рентгенографический и электронно-оп формации частиц при уплотнении смесей с тический анализ / С. С. Горелик, Л. Н. Расторгуев, Ю. А. Ска сильно различающимися механическими свойс- ков. – М.: Металлургия. – 1971. – 368 с.

50 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ УДК 621.793. В. А. Локтюшин – канд. техн. наук, Л. М. Гуревич – канд. техн. наук ПОЛУЧЕНИЕ НАНОТОЛЩИННЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ ПОКРЫТИЙ НА СВЕРХТВЕРДЫХ МАТЕРИАЛАХ МЕТОДОМ ТЕРМОДИФФУЗИОННОЙ МЕТАЛЛИЗАЦИИ Волгоградский государственный технический университет (e-mail: mv@vstu.ru) Исследован термодиффузионный метод нанесения нанотолщинных металлических слоев на сверхтвер дые абразивные материалы (алмаз, кубический нитрид бора, карбид кремния и электрокорунд), основанный на том, что при нагреве в вакууме хром при определенных температурах и давлениях сублимирует и осаж дается на поверхности зерен.

Ключевые слова: природный и синтетический алмаз, нитрид бора, карбид кремния, металлизация, хром, сублимация, алмазно-абразивный инструмент.

The thermal diffusion method of drawing metal layer nanothickness on superhard abrasives (diamond, a cubic boron nitride, silicon carbide and alundum), grounded that at heat in vacuo chrome at certain temperatures and pres sures sublimates is examined and precipitated on a surface of grains.

Keywords: natural and synthetic diamond, boron nitride, silicon carbide, metallization, chrome, sublimation, diamond-abrasive tool.

Металлизация алмазов, используемых в Допустимая температура нагрева сверхтвер промышленности для изготовления абразивно- дых абразивных зерен на воздухе и в вакууме го инструмента, позволяет увеличить проч- определялась по изменению контура зерен, фик ность закрепления в органических или метал- сируемому в электронном микроскопе УЭМВ – лических связках. Для получения металличе- 100К на просвет. Нагрев проводили в печи вы ского покрытия с высокой адгезионной проч- сокотемпературного микроскопа типа МНО- ностью необходимо обеспечить образование производства фирмы «Carl Zeiss» (Йена, Герма химических связей на границе раздела «металл ния). Скорость нагрева печи – 10 град/мин, точ ность определения температуры – 3 оС.

– абразив», однако в большинстве используе мых химических и гальванических методах Характер разрушения зерен синтетических применяют серебро, медь, никель [1], не обра- и природных алмазов при нагреве на воздухе зующих соединения с углеродом. различен. Микроповерхность зерен синтетиче В работе предложен термодиффузионный ских алмазов в состоянии поставки после мой метод нанесения нанотолщинных слоев силь- ки в этиловом спирте с использованием ультра ных карбидообразующих переходных металлов звуковых колебаний имела правильные геомет рические формы. Выше 550 оС в результате на сверхтвердые абразивные материалы (алмаз, кубический нитрид бора, карбид кремния и окисления на поверхности зерен выявлялась не электрокорунд), основанный на том, что при имеющая видимого кристаллического строения нагреве в вакууме определенные металлы при структура, что, вероятно, вызвано взаимодейст определенных температурах и давлениях суб- вием углерода с каталитическими элементами.

лимируют, и осаждающиеся на поверхности зе- Для контуров природных алмазов в исход рен пары вступают с ними в химическое взаи- ном состоянии характерна меньшая развитость модействие. Для металлизации использовали по сравнению с синтетическими алмазами. Из синтетические алмазы АС2 – АС6 зернисто- менение контуров природных алмазов наблю далось при 600 оС (рис. 1) и, в отличие от син стью 60/40 – 400/315 мкм, природные алмазы А10 и А25, кубический нитрид бора (эльбор), тетического алмаза, приводило к выявлению карбид кремния черный 55С (зернистость120– кристаллического строения.

400 мкм) и зеленый 53С (120–400 мкм), элек- При нагреве природных и синтетических трокорунд нормальный 15А (50–400 мкм), бе- алмазов в вакууме 0,0133 Па до температуры 1200 оС изменений микрорельефа поверхности лый 25А (50–400 мкм) и монокорунд 45А (80– 400 мкм). Зерна смешивали с порошком – ме- не наблюдалось. Электронографическим анали зом установлено, что при 1200 оС происходит таллизатором, – помещали в алундовый тигель и в вакууме нагревали до температуры, превы- графитизация алмазов. Исследования на де шающей порог сублимации. риватографе системы J.Paulik, F.Paulik, L.Erdey ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ а б о Рис. 1. Разрушение при нагреве на воздухе при 700 С (10000):

а – синтетического;

б – природного алмаза Q-1500 D показали более высокую скорость по- Нагрев зерен карбида кремния черного и тери массы зерен синтетических алмазов по зеленого, электрокорунда разных марок и зер сравнению с природными при нагреве в та- нистостей на воздухе и в вакууме до темпера рельчатых тиглях от 700 до 1000 оС. туры 1400 оС не вызывал изменений в микро При наблюдении за зерном эльбора в про- рельефе поверхностей зерен по сравнению с цессе нагрева на воздухе в печи высокотемпе- исходным.

ратурного микроскопа МНО-2 установлено, что Наиболее прочные связи с углеродом обра на поверхности зерен всех зернистостей при зуют переходные элементы и, особенно, карби температуре выше 1000 оС образовывались га- дообразующие, из которых только хром и мар зовые пузыри (рис. 2), количество которых, ганец имеют температуры сублимации (соот ветственно 992 и 790 оС) ниже выявленных скорость роста и время жизни зависели от тем пературы и времени выдержки. пределов термической стойкости алмаза и ку После прокаливания навески порошка эль- бического нитрида бора. Исследования показа бора при 1200 оС формируется стеклообразная ли, что при металлизации пары марганца обра масса, связанная с образованием в процессе зуют на поверхности алмазных зерен быстро окисления нитрида бора борного ангидрида окисляющиеся на воздухе покрытия, поэтому (В2О3) и выделением азота. Электронно-микро- дальнейшие эксперименты проводились только скопическое исследование эльбора после про- по получению покрытий на основе хрома.

каливания в вакууме при 1400 оС в течение 2 ч В качестве металлизатора использовали показало увеличение развитости микрорельефа порошок хрома Х9УА и феррохрома ФХ100Б поверхности. Считается, что при этом происхо- разных зернистостей. Металлизацию прово дит переход нитрида бора из кубической в гек- дили в вакуумных печах при давлении до сагональную модификацию. 0,0133 Па.

Рис. 2. Образование газовых пузырей при нагреве на воздухе эльбора (1100 оС) 52 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ а б Рис. 3. Природные алмазы типа «Сплиттер» (2):

а – до металлизации;

б – металлизированные термодиффузионным методом Установлено, что при 900 оС и времени вы- зионным методом при 1000 оС и выдержке 1 ч держки 1 ч только отдельные участки алмаза в вакууме 0,0133 Па.

были покрыты тонким металлическим слоем, Электронно- и рентгенографический анали вероятно, за счет твердофазной диффузии в зо- зы покрытия показали наличие дифракционных нах контакта металлизатора с поверхностью линий от Cr, Cr7C3 и Cr3C2. С повышением тем алмаза, так как опыты показали отсутствие пературы и времени выдержки увеличивается сублимации хрома. Металлизация при 1100 оС содержание карбидных фаз в слое.

позволяла равномерно покрыть поверхность Толщину металлизированного слоя опреде алмазных зерен хромом, но при склерометри- ляли рентгеновским методом по ослаблению ровании обнаружили под слоем хрома на при- интенсивности дифракционных линий от алма родном алмазе пористый промежуточный слой, за с покрытием с учетом линейного коэффици образование которого могло быть вызвано раз- ента поглощения хрома [2]. На рис. 4 представ ной скоростью диффузии углерода и хрома или лена зависимость толщины покрытия от темпе поверхностной графитизацией алмаза в присут- ратуры и времени при зернистости алмаза ствии хрома, снижающего температуру перехо- 100/80 мкм. При повышении температуры ско да алмаза в графит аналогично никелю. рость роста покрытия увеличивается за счет При температуре 1000 оС этого явления не большей плотности паров хрома. Торможение наблюдалось, и образовывалось прочное бле- роста с увеличением времени объясняется за стящее металлическое покрытие с высокой ад- медлением скорости диффузии по мере роста гезионной прочностью к поверхности алмаза. карбидной фазы и испарением осажденного На рис. 3 показаны природные алмазы типа хрома с поверхности уже образовавшегося по «Сплиттер», металлизированные термодиффу- крытия.

а б Рис. 4. Зависимость толщины покрытия на алмазе АС6 100/80 от температуры (а) и времени (б) (соотношение масс порошков хрома и алмаза 1:1, зернистость хрома 160/100 мкм) ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Краевой угол смачивания и работа адгезии меди, Скорость роста толщины покрытия повы олова и серебра к графиту шается при увеличении процентного содержа ния порошка металлизатора в смеси и умень- Краевой угол Работа адгезии W, шении его дисперсности, так как увеличивается МДж/м смачивания, град Металл площадь поверхности сублимирующего метал- до металли- после ме- до металли- после ме зации таллизации зации таллизации ла (рис. 5). При металлизации более мелких фракций алмаза возрастает суммарная реакци- Cu 140 40 310 онная поверхность, что приводит к уменьше- Sn 156 45 40 нию толщины слоя при одинаковом количестве Ag 135 40 270 сублимирующих в единицу времени атомов хрома.

Испытания зерен на раздавливание, прове денное на установке, разработанной в Волжск ВНИИАШ, показало увеличение прочности по сле металлизации зерен синтетических алмазов АС2, АС4 и АС6 в 1,5–2 раза, что объясняется залечиванием микротрещин за счет высокой проникающей способности атомов хрома и об разованием карбидов.

Повышение прочности зерен важно не только для процесса шлифования, но и при из готовлении абразивного инструмента, так как возникающие при прессовании высокие давле ния и эффект Ребиндера при спекании в при Рис. 5. Зависимость толщины покрытия от соотношения сутствии жидкой фазы или при введении по масс алмаза АС6 100/80 и хрома зернистостью:

рошка алмаза в расплав с использованием 1 – 30 мкм;

2 – 120 мкм;

3 – 1300 мкм ультразвукового воздействия могут приводить к разрушению. Уменьшению фактической ве Определение краевого угла смачивания и личины зерна в инструменте по сравнению с работы адгезии алмаза затруднено небольшими исходным подтверждено при рекуперации ал размерами зерен, поэтому проводилось на гра маза растворением готового инструмента на фитовой подложке. Несмотря на то, что струк металлической связке МВ1.

тура алмаза и графита различна, энергии связи Опыты показали, что этот метод можно ис между атомами углерода в решетке алмаза и пользовать также для металлизации кубическо графита близки, что подтверждается интенсив го нитрида бора и карбида кремния на тех же ностью реакций с жидкими металлами, тепло режимах, что и при металлизации алмазов тами сгорания и испарения. Установлено, что (температура 1000 оС, выдержка 1 ч, соотноше после металлизации графита краевой угол сма ние масс зерен и порошка хрома 1:1). Пары чивания медью, оловом и серебром уменьшает хрома при взаимодействии с BNкуб образуют на ся в 3,3–3,5 раза, а работа адгезии повышается поверхности соединения нитридов и боридов в 6–20 раз (данные приведены в таблице).

хрома, а при взаимодействии с SiC – карбиды Уменьшение краевого угла смачивания позво хрома. С бором, азотом, углеродом хром обра ляет изготавливать алмазный инструмент мето зует металлоподобные соединения с большой дом пропитки.

долей металлических связей, и поэтому все они Рентгеновский анализ порошка хрома пока хорошо смачиваются металлами. Например, зал, что после проведения процесса металлиза краевой угол смачивания медью поверхности ции при всех температурах и выдержках до 5 ч BNкуб 137о, а после металлизации – 48о.

его фазовый состав не меняется и его можно Зерна электрокорунда не взаимодействова использовать в качестве металлизатора много ли с парами хрома из-за более низкой энергии кратно. При использовании в качестве металли связи С – О, чем А1 – О, но после нанесения затора феррохрома толщина покрытия на алма слоя пироуглерода на поверхность зерен А12О зе даже несколько больше, чем с порошком при термодиффузионной металлизации образо хрома;

растворение алмаза при этом не наблю вывался блестящий металлический слой.

далось.

54 ИЗВЕСТИЯ ВолгГТУ Выводы Металлизированные природные алмазы 1. Определены предельно допустимые тем типа «Сплиттер» применялись для изготовле пературы нагрева сверхтвердых абразивных зе ния сверл на заводе точных технических кам рен, которые лимитируются процессами окис ней (г. Куса Челябинской области) для обра ления алмаза и эльбора на воздухе и графити ботки рубиновых подпятников гироскопов.

зации алмаза в вакууме.

После металлизации и пайки на воздухе се 2. Склерометрированием показано, что ме ребряным припоем алмазы надежно крепи таллизации алмаза хромом при температуре лись в державке, многократно перетачивались 1100 оС приводит к появлению пористого про и работали до полного износа, в то время как межуточного слоя, образование которого мо применявшаяся ранее зачеканка алмазов по жет быть вызвано эффектом Френкеля-Киркен зволяла использовать не более 60 % алмазно дала или поверхностной графитизацией алмаза го зерна, после чего они выпадали из держав в присутствии хрома.

ки и разрушались.

3. Производственные испытания алмазного Алмазные правящие карандаши с синтети инструмента показали возможность использо ческим алмазным порошком АС15 250/200, из- вания термодиффузионной металлизации при готовленные по разработанной на кафедре ма- родного и синтетического алмаза хромом для териаловедения ВолгГТУ технологии, испыты- увеличения прочности его закрепления в ме вались в инструментальном цехе АО «Волго- таллических связках.

градский завод тракторных деталей и норма БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК лей» при правке эльборовых кругов для опера 1. Инструмент из металлизированных сверхтвердых ции резьбошлифования. Правящие карандаши материалов / Е. М. Чистяков [и др.]. – Киев : Наукова дум надежно работали до полного износа, обеспе- ка, 1982. – 204 с.

2. Физика рентгеновских лучей / М. А. Блохин. – М. :

чивая требуемые режущие свойства круга и па Гостехтеориздат, 1953. – 302 с.

раметры шероховатости. Стойкость каранда- 3. Локтюшин, В. А. Повышение служебных характе шей превышала в 1,5–2 раза стойкость каран- ристик абразивного инструмента на керамических связках осаждением нанотолщинных слоев пироуглерода / В. А. Лок дашей 3908-0064 ГОСТ 607 производства АО тюшин, Л. М. Гуревич // Журнал функциональных мате «Терек» (г. Нальчик). риалов. – 2008. – Т. 2. – № 3. – С. 109–113.



Pages:     | 1 || 3 | 4 |   ...   | 7 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.