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 || 6 | 7 |   ...   | 10 |

«Национальная Академия наук Украины (НАНУ) Институт проблем материаловедения им. И.Н.Францевича НАНУ Украинское материаловедческое общество Национальный технический ...»

-- [ Страница 5 ] --

плотных модификаций нитрида бора, По данным экспериментаторов по полученных методом високотемпературного высоким давлениям, большой практический ударного сжатия // Высокие давления – интерес имеет прямой переход «графит-алмаз»

2006.Тез.докл. IХ межд.конф., 17-22 сентября в твердой фазе /без катализаторов/, при 2006г., Судак, Крым, Украина, С.21.

котором гарантировано синтезируется алмаз 2.Новиков Н.В., Боримский А.И., Нагорный чистой воды величиной сотни карат, для чего П.А., Невструев Г Ф., Ильницкая Г.Д., Ткач необходимо статическое давление около С.В. Свойства алмазов, полученных в системе кбар и температура около 3000 С [2].

Fe-Si-C // Там же. С.15.

Известно, что полиморфные превращения некоторых веществ могут 3. Верещагин Л.Ф., Яковлев Е.Н., Тимофеев сопровождаться изменением характера Ю.А. Возможность получения металлического химической связи и свойств. Например, при водорода при высоких давлениях. – В кн.: V высоких давлениях в некоторых Международная конференция по физике и полупроводниках (германий и кремний) технике высоких давлений. СССР, Москва. 26 – перекрытие и перестройка внешних 31 мая 1975 г. – Москва: Наука, 1975. – 244 с. – электронных оболочек атомов приводят к (С. 70).

металлической модификации. Так, при 4. Дубиківський Л.Ф. Охріменко Г.М.

давлении 2.1010 Па возможно возникновение Перспективний гідравлічний прес для металлического аргона и ксенона, а при 2. отримання нових композиційних матеріалів // Па металлического водорода, – [3].

Современное материаловедение достижения и Современные гидравлические прессы, проблемы. MMS-2005: Тез. докл. межд. конф., которыми оснащены научные лаборатории 26–30 сентября 2005 г., Киев, Украина. – С.

НАН Украины характеризуются усилием Т. Для решения 266–267.

P = 10…20 вышеуказанных задач необходимы прессы со 5. Дубиковский Л.Ф., Дюбова Л.Д., Чернов статическим усилием P = 50…200 000 Т [4]. Р.В., Адамович В.Н., Охрименко Г.М.

В работе представлена конструкция Получение водорода из акваторий морских вод, гидропрессовой установки, в которой оснастка и оборудование для его утилизации. – реализована новая схема объемного сжатия В кн.: Водородная экономика и водородная сыпучих веществ с первоначальной малой обработка материалов. Труды Пятой плотностью (например, графито-шихты для Международной конференции «ВОМ-2007».

синтеза алмаза) и которая может быть Донецк, 21-25 мая 2007 г. В 2-х томах. Т.1. – С.

универсальной для многих техпроцессов, 162–166.

требующих сверхвысокие статические СЕКЦИЯ 2. ПРОЦЕССЫ ФОРМООБРАЗОВАНИЯ ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛОВ (ПРЕССОВАНИЕ, ПРОКАТКА, ШТАМПОВКА, ЛАЗЕРНЫЕ И ИОННОЛАЗЕРНЫЕ ТЕХНОЛОГИИ, ВЗРЫВНОЕ ФОРМОВАНИЕ) ВЫСОКОПРОЧНЫЙ БЕЙНИТНЫЙ ЧУГУН ДЛЯ НАВЕСНОГО ОБОРУДОВАНИЯ ПОЧВООБРАБАТЫВАЮЩЕЙ СЕЛЬХОЗТЕХНИКИ, ПОЛУЧЕННЫЙ С ПРИМЕНЕНИЕМ ПРОКАТНЫХ МОДИФИКАТОРОВ ИЗ ПОРОШКОВЫХ СМЕСЕЙ Волощенко С.М., Гогаев К.А., Аскеров М.Г., Непомнящий В.В.

Институт проблем материаловедения им. И.Н. Францевича НАН Украины, ул. Кржижановского, 3, Киев, 03142, Украина Модифицирование железоуглеродистых 0,02%. З Ni – 0,4 0,6%;

Cu – 0,3 0,5%;

Mo – сплавов используется для оптимизации 0,2 0,35%.

структуры и физико-механических свойств Во всех случаях структура в отливках была отливок и, в частности, для образования в представлена шаровидным графитом и чугунах графита шаровидной формы. Для этих перлитной металлической матрицей. После целей разработано большое количество термооб модифицирующих присадок и лигатур. работки, представлявшей изотермическую закалку при температуре 320 °С в течение Традиционно лигатуры для производства ВЧШГ, как правило, изготавливаются в виде мин после аустенитизации при температуре слитков, которые перед употреблением 900 °С детали устанавливались на плуги и дробятся. Размер частиц обусловлен объемом культиваторы. Полевые работы с опытными модифицируемого металла и составом деталями проводились в хозяйствах Киевской и модификатора. Обычно используются фракции Черкасской обл. в 2009–2011 гг. Вместе с с размером частиц от 3 до 10мм. Более мелкие литыми деталями для сравнения фракции, образующиеся в процессе дробления, устанавливались серийные стальные лемехи и отсеиваются (до 15% от массы исходного культиваторы. В таблице представлены данные слитка). При выплавке лигатур всегда по весовому износу опытных и серийных присутствует неоднородность по составу, деталей в зависимости от наработки.

связанная, как с ликвационными процессами, так и с различной степенью усвоения Отн.

Износ Масса Масса На Деталь износ компонентов шихты при плавке. до после работ матер. на г В ИПМ разработана технология % исп.,г исп.,г ка,га га изготовления комплексных модификаторов БВЧ, лапа 1320 1293 26,9 2 72 0, методом прокатки из порошковых смесей БВЧ, лапа 1350 1319 30,9 2,3 73 0, различного состава [1, 2], позволяющая лапа сер.

получать композиции практически любых 1150 1020 130 11,3 21 6, сочетаний компонентов при обеспечении БВЧ,лемех 4250 3635 615 14,47 75 8, точного состава. Это обеспечивает БВЧ,лемех 4350 3598 752 17,29 80 9, стабильность их действия при Лемех сер. 4540 2855 1685 37,1 54 31, модифицировании железоуглеродистых Лемех сер. 4480 2911 1589 35 59 26, сплавов в сравнении с модификаторами, получаемыми традиционными методами. Суммарная наработка литых лемехов Кроме того, процесс прокатки носит достигла 102 га, что соответствует лучшим непрерывный характер и позволяет легко зарубежным образцам без насадки при изготавливать модификаторы в промышленных стоимости в 5–8 раз ниже.

масштабах.

Изготовленные указанным методом 1. Волощенко С.М., Гогаев К.А., Радченко А.К.

модификаторы были опробованы при Комплексные модификаторы, изготавливаемые изготовлении партии лемехов и лап прокаткой порошковых смесей для железо культиваторов. Детали отливались, как в углеродистых сплавов. Порошковая лабораторных так и в заводских условиях металлургия, 2009, №1/2 – С.128-133.

литейного цеха. Химсостав металла в отливках 2.Спосіб виготовлення модифікатора. Патент был следующим: С – 3,1 3,2%;

Si – 2,4 3,2%;

України №88530 від 26.10.09.

Mn – 0,3%;

Cr – 0,01 0,02%;

P – 0,02%;

S – СЕКЦИЯ 2. ПРОЦЕССЫ ФОРМООБРАЗОВАНИЯ ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛОВ (ПРЕССОВАНИЕ, ПРОКАТКА, ШТАМПОВКА, ЛАЗЕРНЫЕ И ИОННОЛАЗЕРНЫЕ ТЕХНОЛОГИИ, ВЗРЫВНОЕ ФОРМОВАНИЕ) ЭЛЕКТРОННОЕ СТРОЕНИЕ МАТЕРИАЛОВ, ПОЛУЧЕННЫХ ИЗ ПОРОШКОВ ОКСИДОВ ЖЕЛЕЗА, МАГНИЯ И ТИТАНА Бондаренко Т.Н., Илькив Б.И.

Институт проблем материаловедения им. И.Н.Францевича НАН Украины, ул. Кржижановского, 3, Киев, 03142, Украина;

rs@ipms.kiev.ua Объектами изучения были FeTiO3 форму распределения Ор- и Tid- состояний (ильменит), MgTiO3 и оксиды, из которых (рис. 1,2).

получены FeTiO3 и MgTiO3. Природный ильменит 4. Путём сопоставления спектров является ценной рудой для получения титана и его FeTiO3, MgTiO3 и оксидов, использованных для производных. FeTiO3 используется для получения их синтеза (рис. 1,2) выявить генезис ферротитана и в ряде других случаев. MgTiO3 электронного строения (ЭС) титанатов.

применяется в электротехнической Наличие общих черт в ЭС титанатов и TiO промышленности, используется как компонент в обусловлено наличием в их кристаллических ряде функциональных материалов. структурах титансодержащих кислородных Однофазные образцы FeTiO3 и MgTiO3 октаэдров.

были получены методом твердофазного синтеза. 5. Выявить наличие сходных черт в FeTiO3 и MgTiO3 изоструктурны и имеют OK- и TiL- спектрах FeTiO3, MgTiO3и структуру типа ильменита. титанатов состава ATiO3, А=Ca, Sr, Ba, Cd, Pb Целью работы было проводящееся (рис.1-3), то-есть выявить сходство в ЭС этих впервые исследование строения валентной зоны веществ, что связано с присутствием в (ВЗ) FeTiO3 и MgTiO3 методами рентгеновской и кристаллических структурах всех этих веществ рентгеноэлектронной спектроскопии. титансодержащих кислородных октаэдров.

Выполненное исследование позволило:

1. Определить параметры ВЗ этих соединений (её ширина ~24эВ), параметры отдельных подзон ВЗ, а также – форму и ширину электронно-энергетического распределения в О2р- и Ti3d- подполосах (рис.

1 и 2).

Рис.2 TiL- полосы в Ti, TiO2 и в FeTiO и MgTiO3.

Рис.1 OK- полосы в титанатах и в оксидах. Интенсивность спектров в произвольных единицах.

Рис.3. Рентгеноэлектронние спектры в 2. Показать наличие общих черт в титанатах и в TiO2.

электронном строении изоструктурных FeTiO Результаты могут использоваться для и MgTiO3 (рис. 1-3).

проверки корректности результатов 3. Показать, что изменение атомного теоретических расчётов ЭС FeTiO3 и MgTiO3.

номера первого катиона несколько изменяет СЕКЦИЯ 2. ПРОЦЕССЫ ФОРМООБРАЗОВАНИЯ ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛОВ (ПРЕССОВАНИЕ, ПРОКАТКА, ШТАМПОВКА, ЛАЗЕРНЫЕ И ИОННОЛАЗЕРНЫЕ ТЕХНОЛОГИИ, ВЗРЫВНОЕ ФОРМОВАНИЕ) СТРУКТУРА ТОНКИХ ПОРИСТЫХ ПОРОШКОВЫХ СЛОЕВ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ СЕДИМЕНТАЦИИ Мазюк В.В., Анчевский П.С.

Институт порошковой металлургии, ул. Платонова, 41, 220005 Минск, Беларусь, maziuk@tut.by В некоторых случаях применения формирования структуры осажденного слоя.

пористые порошковые материалы должны иметь Приведены примеры повышения служебных форму тонких слоев. Так, при использовании в характеристик технических устройств, качестве мембран в фильтровальной технике, в использующих пористые материалы, полученные качестве капиллярных фитилей в миниатюрных седиментационным методом.

тепловых трубах толщина пористого слоя должна составлять 0,1 мм и меньше. Одним из методов 0, получения таких тонких слоев пористых 0, материалов является седиментационное осаждение металлического порошка в жидкости с 0, подходящей вязкостью (посредством гравитации, f, мкм- центробежных сил и т.д.). Металлический 0, порошок включает частицы разного размера. 0, Скорость осаждения частиц большего размера выше. Поэтому на подложке формируется 0, неоднородный пористый слой. Размер пор пористого материала в слое уменьшается от D D 0 5 10 подложки к поверхности слоя. Это обусловливает Размер частиц, мкм специфические выгодные свойства осажденного пористого материала. В докладе представлены теоретические основы седиментационного метода Рис. 1. Распределение частиц по размерам для получения неоднородных пористых материалов. порошка никеля ПНК1Л Описано изменение со временем гранулометрического состава порошка в осаждаемой суспензии и закономерности 1 0,0 60 8,0 x(t), мкм d0, мкм 40 6,0 20 4,0 2,0 0 1000 2000 0 20 40 t, с x, м км Рис. 2. Зависимость высоты осажденного слоя от Рис. 3. Зависимость среднего размера частиц времени от высоты СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ ПОЛУЧЕНИЕ ИЗНОСОСТОЙКИХ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ ТВЕРДОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ ПОРОШКОВЫХ МЕТАЛЛОКЕРАМИЧЕСКИХ СМЕСЕЙ Терновой Ю.Ф., Зубкова В.Т., Артамонов Ю.В., Мельников Ю.В.

ГП «Украинский научно-исследовательский институт специальных сталей, сплавов и ферросплавов», ул. Патриотическая, 74-а, Запорожье, 69005, Украина, ussi@comint.net Одним из направлений повышения износостойкости изделий ответственного назначения является керамическое упрочнение легированных сталей и сплавов методом порошковой металлургии. В ГП «УкрНИИспецсталь» разработана технология получения композиционных материалов (КМ) на базе газораспыленных порошков специальных сталей и сплавов, упрочненных методом а б механического легирования тугоплавкими Рис. 1. Микроструктура композиционного соединениями в виде карбидов, нитридов, оксидов материала состава Р12М3К8Ф2-МП + 16%TiC + и боридов. 4%Al2O3, полученного методом ГГП (а) и ГЭ (б), Разработанная технология включает в себя увеличение 800x тонкодисперсное измельчение газораспыленных стальных порошков и тугоплавких соединений, их смешивание и компактирование методами твердофазного спекания горячим – газостатическим прессованием (ГГП) и горячей экструзией (ГЭ). Принципиальным отличием данной технологии от известной технологии получения композитов методом жидкофазного спекания является твердофазное спекание а б порошковых металлокерамических смесей при Рис. Инструмент из износостойких 2.

температуре, не превышающей 1150°С [1]. композиционных материалов, полученных Установлено, что твердофазное спекание методом ГГП (а) и ГЭ (б) обеспечивает сохранение в стальной матрице собственных упрочняющих фаз (карбидов и/или ЧПУ. Эти материалы могут интерметаллидов) за счет минимального развития использоваться для бурового инструмента, диффузионных процессов между матрицей и калибров, насадок, центров, сверлильных тугоплавкими соединениями (рис. 1). вкладышей, вырубных пуансонов и т.д. (рис. 2 б).

КМ, полученные методом ГГП на основе Применение КМ на основе жаропрочных инструментальных сталей, целесообразно сталей и сплавов возможно в условиях широкого использовать для различного деформирующего диапазона температур, знакопеременных инструмента – матриц для выдавливания профиля динамических и статических нагрузок и и труб, волок, оправок для калибровки и химических воздействий (при циклическом волочения, прокатных валков мелкосортных трении в агрессивных средах и т.д.).

станов, пресс-форм для горячей штамповки и прессования порошков, а также для изготовления ЛИТЕРАТУРА фильер и дисковых ножей (рис. 2 а). 1. Зубкова В.Т., Парабина Г.И., Бокий Ю.Ф. и др.

КМ, полученные методом ГЭ на основе Микроструктура и свойства карбидостали в быстрорежущих сталей, рекомендуется зависимости от технологии производства / Сталь.

использовать для различного режущего – 1990. - № 8. – С. 81-83.

инструмента (в т.ч. протяжек), преимущественно на станках с СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ ФАКТОР ДАВЛЕНИЯ ПРИ ПОЛУЧЕНИИ ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ СВЕРХТВЕРДЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ КУБИЧЕСКОГО НИТРИДА БОРА Беженар Н.П., Гарбуз Т.А., Коновал С.М.

Институт сверхтвердых материалов им. В.Н. Бакуля НАН Украины Киев, 04074, ул..Автозаводская, 2, bezhenar@ukr.net Современные поликристаллические для первого дробление начинается при 3 ГПа, для сверхтвердые материалы на основе кубического второго при 0,5 ГПа. Спекание порошков cBN без нитрида бора (PcBN) – это керамические ком- добавок при давлениях до 7 ГПа сопровождается позиты, содержащие от 45 до почти 100 % cBN, необратимым фазовым пере-ходом cBN hBN, предназначенные для точения закаленных ста- поликристаллы имеют низ-кую твердость и лей, спецсплавов, высокотвердых покрытий. прочность. При давлениях выше 7 ГПа и Получают PcBN материалы методами порош- температуре выше 2100 К можно получить ковой металлургии с применением технологий практически беспористые высоко-твердые высокого давления. Метод спекания позволяет поликристаллы cBN.

варьировать свойствами композитов за счет При холодном прессовании шихты cBN + применения разных добавок. 10 % Al характер изменения пористой структуры Цель данной работы - исследовать такой же, как для порошков cBN без добавок. Но влияние давления на формирование структуры и на этапе высокотемпературного спекания разница свойств cBN композитов. Опыты проводили при существенная, связанная с плавлением алюминия давлениях от 1 до 8 ГПа. Исходные порошки cBN и последующим химическим взаимо-действием с размером зерен от 1 до 100 мкм. Варианты между компонентами шихты. Давление шихты – порошок cBN без добавок и с добавкой стимулирует процессы уплотнения и алюминия. Методы исследований пластической деформации, влияет на форми – рентгеноструктурный анализ, гидростатическое рование фазового состава сверхтвердого взвешивание в жидкости, ртутная порометрия, композита. При повышении давления спекания определения твердости индентированием интенсифицируется реакционное взаимодей пирамидой Кнупа. ствие, о чем свидетельствует отсутствие Последовательность технологических алюминия в составе композита при давлениях операций при получении PcBN: прессование больше 3 ГПа, при давлениях больше 2 ГПа не порошков cBN при комнатной температуре, происходит переход кубического нитрида бора в давление 2 – 8 ГПа;

нагрев при высоком давлении гексагональный, максимальное количество (температура 1700 – 2300 К);

охлаждение до нитрида алюминия при давлении 3 ГПа, при температур 300 -500 К;

снятие давления. На меньших давлениях образуется AlB12, при первом этапе происходит уплотнение порошков, больших – AlB2. Повышение давления спека-ния частичное хрупкое разрушение, пластическая приводит к увеличению дефектности структуры деформация. Изменение плотности композита (уменьшения размеров областей спрессованных брикетов можно описать когерентного рассеивания, увели-чения микронапряжений в кристаллической решетке степенной функцией вида = ap d, где – mn cBN и, как результат, увеличению плотности плотность брикета, p – давление прессования, d – дислокаций в фазе cBN. Твердость и плотность размер зерен исходного порошка cBN, a, m і n – композитов закономерно увеличи-вается с постоянные. Для порошков cBN с размером зерен повышением давления спекания. Таким образом от 1 до 100 мкм и давлений прессования от 1 до при получении РcBN компо-зитов давление 10 ГПа формулу можно записать в виде существенно влияет на формирование их = 54 p 0,13d 0,04, здесь в %, p в ГПа, d в мкм. структуры и свойств: при холодном прессовании Для первого этапа характерное дробление на процессы дробления и формирования порошков cBN, чем большая исходная пористой структуры, при спекании на зернистость cBN, тем при меньших давлениях формирование фазового состава и начинается дробление и интенсивнее проходит. деформационно упрочненной структуры.

Если сравнивать порошки КМ 5/3 і КМ 60/40 то СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ ПОРОШКОВЫЕ ТВЕРДЫЕ СПЛАВЫ И ХРОМИСТЫЕ КАРБИДОСТАЛИ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ Cr–Fe–C Маслюк В.А., Яковенко Р.В., Бондар А.А.

Институт проблем материаловедения им. И.Н. Францевича НАН Украины ул.Кржижановского, 3, Киев, Украина, 03680, E-mail: maslyuk@ipms.kiev.ua Среди порошковых материалов, успешно Установлено, что с повышением работающих в условиях одновременного температуры спекания предел прочности на действия абразивных, коррозионных сред и изгиб и твердость карбидосталей с 22,5% и 30% повышенных температур, значительный Cr3C2 возрастают, достигая максимальных интерес вызывают спеченные твердые сплавы и значений 1450, 1476 МПа и 80, 82 HRA после карбидостали содержащие карбиды хрома с спекания при 1250 °С.

металлической составляющей на основе железоуглеродистой и хромистой стали [1, 2].

На основе обобщения результатов теоретических и экспериментальных исследований разработаны научные основы создания и технологические процессы получения новых карбидохромовых твердых сплавов, хромистых карбидосталей и изделий из них. Построено политермическое сечение Cr3C2 Fe диаграммы состояния Cr–Fe–C и обнаружено, что оно не является квазибинарным. Установлены закономерности влияния состава, технологических факторов получения, фазовых и структурных состояний Рисунок Изделия из разработанных материалов на формирования комплекса физико Производственные испытания изделий из механических, химических и триботехнических разработанных материалов (рис.) показали, что свойств разработанных материалов.

их использование вместо деталей из Установлено, что взаимодействие термообработанных инструментальных и карбида хрома Cr3C2 с железом и сталью при легированных сталей позволило повысить в 7– нагреве сопровождается серией фазовых 14,5 раз срок службы быстроизнашиваемых превращений Cr3C2 Cr7C3 (Cr, Fe)7C деталей инструментальной оснастки для (Cr,Fe)23C6. В материалах Cr3C2 хромистая прессования железного порошка, ферритов, сталь ферритного (Х13М2) или ферритно лекарственных препаратов, протяжки стальных мартенситного (Х17Н2) класса при температуре фасонных профилей, высадки алюминиевых 1000–1050 °С наблюдается скачкообразное баллонов, а также седел клапанов нефтяных изменение содержания Fe и Cr в сложных скважинных насосов, молотков кормодробилок железо-хромистых карбидах.

и других изделий.

Показано, что в сплавах карбид хрома Cr3C-железо с повышением содержания металлической составляющей от 40 до 85% 1. Maslyuk V.A., Napara-Volgina S.G.

(мас.), предел прочности на изгиб возрастает от International conference “Science for Materials in 600 до 1908 МПа, ударная вязкость от 10 до 110 the Frontier of Contiries;

Advantages and кДж/м2, а износостойкость при трении по Challenges”. – 002. – Kyiv.–Ukraine. – S. 515– зернистому электрокорунду увеличивается от 520.

2. Яковенко Р.В., Маслюк В.А., 0,253 до 0,480 км/мм. Это является следствием Грипачевский А.Н, Деймонтович В.Б. // перестройки структуры материала от карбидно Порошковая металлургия. – № 3/4. – 2011. С.

каркасной к металло-каркасной. По износостойкости твердый сплав карбид хрома- 75–83.

железо превосходит известный сплав КХНФ в 2 раза.

СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ МАТЕРИАЛОВЕДЧЕСКИЙ ПОТЕНЦИАЛ ТЕХНОЛОГИИ АКТИВИРОВАННОГО СПЕКАНИЯ ПОРОШКОВ В АВТОНОМНОЙ ГАЗОВОЙ СРЕДЕ Слысь И.Г.

Институт проблем материаловедения им. И.Н. Францевича НАН Украины ул. Кржижановского 3, Киев, 03142, Украина, e-mail nikaberez@gmail.com В шестидесятых годах прошлого спеченный в проточном водороде, при 0,2% столетия украинский физик Б.Я. Пинес деформации хрупко разрушался;

30% теоретически обосновал возможный путь хром при «пластичный»

мощной интенсификации процесса пористости показал значения ударной вязкости массопереноса, рассчитав, что в «идеально до 160 кДж/м2, а ударная вязкость образцов из замкнутом пространстве» скорость роста аналогичного порошка хрома, но спеченных в межчастичных контактов происходит в 10 проточном водороде не превышала 3 кДж/м тысяч раз интенсивнее, чем при спекании в (то есть в 53 раза меньше!).

проточной среде. Используя эти теоретические При этом даже литой особо чистый предсказания научному коллективу Института хром (чистотой 99,99%) показывает ударную проблем материаловедения им. И.Н. Франце- вязкость около 15 кДж/м2, что более чем в вича НАН Украины удалось создать раз меньше, чем порошковый хром с чистотой уникальную технологию спекания в 98,0% но спеченный в «идеально замкнутом автономной газовой среде, которую можно пространстве» в парах магния. И это при том, использовать в любой нагревательной печи, что стоимость особо чистого литого хрома во пригодной для термической обработки сталей и много раз превосходит стоимость не только сплавов. золота, но и платины.

В процессе нагрева в контейнере с В свое время наш коллектив разработал плавким затвором вокруг спекаемых изделий высокопроизводительную технологию создается необходимая химически активная получения ударопрочных блочков из порошка автономная газовая среда (восстановительная, хрома, технологическую документацию на нее науглероживающая, борирующая, хромирую- и выпустил в опытном производстве щая и т.п.), что и обеспечивает промышленную партию блочков в количестве целенаправленное конструирование (соедине- 17 тыс. штук, общим весом 1,8 т.

ние) высокотехнологичных функциональных Особенно результативна разработанная материалов. технология активированной консолидации для Данная технология была использована получения функциональных материалов с для получения «пластичных» хромовых граничной высокой пористостью (90–95%) и образцов, путем активированного спекания высоким уровнем жесткости.

(консолидации) порошков кальций-гидридного На наш взгляд, продолжение хрома чистотой 98% при 1200 °С в контейнерах целенаправленных и системных работ в с плавким затвором в автономной среде паров области теории и технологии активированного магния. В результате образовалась дисперсно- массопереноса при спекании (синтезе) новых упрочненная высокочистая хромовая матрица, материалов с уникальными свойствами в которая покрывает своеобразной оболочкой условиях приближенных к «идеальному хромовые зерна. замкнутому пространству», позволит ИПМ Испытания показали, что: НАНУ им. И.Н. Францевича стать современ «пластичный» хром деформировался ным научным и технологическим центром при 20 °С без разрушения на 50%, а хром, материаловедения не только в СНД, но и в Европейском союзе.

СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ МЕХАНИЗМЫ ФОРМИРОВАНИЯ ЗЕРЕННОЙ СТРУКТУРЫ В КЕРАМИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛАХ Олейник Г.С.

Институт проблем материаловедения им. И.Н. Францевича НАН Украины, ул. Кржижановского, 3, Киев, 03142, Украина, Еmail: oleynik@ipms.kiev.ua Проектирование керамических материалов формирование центров роста новых зерен, с заранее запланированными микроструктурами зависимость этого процесса от кристаллической основано на организации при спекании структуры, типа нагрузки и др.)в керамиках выбранных исходных фазовых составляющих осуществляются качественно подобно их взаимно согласованных структурных протеканию в металлах. В настоящее время превращений, развитие которых определяет известна только единственная группа материалов, формирование необходимых элементов получаемых в опытных и промышленных микроструктуры, их кристалломорфологии, условиях с участием ПР. Это материалы на основе масштаба, содержания и пространственного плотных фаз углерода и нитрида бора, спекание распределения по объему. В общем случае такими которых проходит при высоких давлениях и элементами микроструктуры могут быть зерна, температурах межзеренные и межфазные границы, элементы На развитие СР в керамиках( в том числе и субструктуры, обуславливающие наличие на формирование в них бимодальной зеренной внутризеренных границ структурой) оказывают влияние следующие (дислокационных, двойниковых, доменных, межфазных),поры факторы: примеси( по природе влияния можно различных типов выделить пять случаев), включения инородных фаз и пор в границах зерен, пластическая (межзеренные,внутризеренные,зернограничные) Формирование микрострукуры материала – это деформация,развитие полиморфных превращений, суть действия совокупности физико-химических степень анизометрии кристаллической решетки превращений, как механизмов массопереноса, фазовых составляющих и др. Обсуждена природа проходящих на всех этапах спекания и формирования центров роста зерен, в том числе и определяющих образование названных выше анизометричной формы, при СР.

элементов микроструктуры. Знание таких Формирование зеренной структуры в механизмов структурных превращений – это композитах определяется целом рядом основа проектирования новых материалов и структурных превращений, По природе усовершенствования уже существующих. Базовой механизмов развития они могут быть разделены структурной составляющей материалов, на несколько типов: а) превращения при оказывающей радикальное влияние на свойства контактном вазаимодействии фазовых состав материалов различных назначений, является ляющих;

б) кристаллизация непосредственно в зеренная структура. процессе спекания (из прекурсов, аморфных фаз, В данной работе на основе анализа при разложении исходных составляющих и др.) в) собственных исследований и разрозненных превращения в объеме зерен исходных фаз литературных данных представлено рассмотрение (пластическая фрагментация, распад твердых некоторых общих закономер-ностях образования растворов, упорядочение нестехиометрических зеренной структуры в керамических материалах фаз, двойникование, доменизация, внутреннее при развитии первичной (ПР) и собирательной окисление и восстановление и др.;

г) превращения (СР) рекристаллизации, а также при в границах зерен переходы, (фазовые формировании композитов за счет различных фасетирование границ, отрыв границ от структурных превращений. расположенных в ней пор и включений.

ПР в керамиках на основе веществ с Практически все названные разновидности различными типами химической связи может структурных превращений в композитах приводят осуществляться при самых различных условиях к диспергированию зеренной структуры за счет нагружения спекание,горячее формирования новых зерен или насыщения (свободное прессование обычное и при высоких давлениях, в исходных внутренними границами раздела в условиях одноосного сжатия, прокатки,трения и результате формирования субструктуры.

др.Структурные механизмы развития ПР СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ НАНО- И УЛЬТРАДИСПЕРСНЫЕ ВЫСОКОПРОЧНЫЕ ТЯЖЕЛЫЕ ВОЛЬФРАМОВЫЕ СПЛАВЫ, ПОЛУЧЕННЫЕ МЕТОДОМ ВЫСОКОЭНЕРГЕТИЧЕСКОЙ МЕХАНОАКТИВАЦИИ И ВЫСОКОСКОРОСТНОГО ЭЛЕКТРОИМПУЛЬСНОГО ПЛАЗМЕННОГО СПЕКАНИЯ Нохрин А.В., Чувильдеев В.Н., Болдин М.С., Баранов Г.В.(1), Москвичева А.В., Котков Д.Н., Благовещенский Ю.В.(2), Шотин С.В., Белов В.Ю.(1) НИФТИ Нижегородского государственного университета им. Н.И. Лобачевского, 603950, Россия, г. Н.Новгород, пр. Гагарина, 23/3, nokhrin@nifti.unn.ru (1) ФГУП «РФЯЦ-ВНИИЭФ», 607188, Россия, Саров, пр. Мира, 37, gleba@inbox.ru (2) Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, 119991, г. Москва, Ленинский пр-т, 49, yuriblag@imet.ac.ru В работе исследовано влияние размера, 19 d, частиц, уровня активации порошков сплава W-Ni- г/см3 мкм Fe (ВНЖ) и его состава на оптимальную температуру спекания, а также структуру и механические свойства сплавов W-Ni-Fe (ВНЖ95) и W-Ni-Fe-Co (ВНЖК90). Изменение размеров частиц осуществляли методами W механоактивации (МА) крупнозернистой шихты в высокоэнергетических планетарных мельницах Т, оС АПФ-3. Время МА варьировалось в интервале от 15 до 120 минут. Консолидацию образцов проводили 1000 1200 1400 методом свободного спекания (серия №1) в индукционной водородной печи и методом, г/см электроимпульсного плазменного спекания ЭИПС ( «Spark Plasma Sintering») (серия №2) в вакууме на установке «DR. SINTER model SPS-625 Spark Plasma Sintering System». 100°С/мин Установлено, что зависимость плотности 50°С/мин 15 300°С/мин сплавов от температуры нагрева (Тспек) имеет КЗ немонотонный характер с максимумом, соответствующим оптимальной температуре Т, °С спекания (см. рис. 1). 900 1100 1300 Показано, что увеличение времени МА, Рис. 1 Зависимость плотности сплава ВНЖ-95 от сопровождающееся уменьшением размера частиц температуры свободного спекания (а) и ЭИПС (б).

W и формированием неравновесного твердого раствора вольфрама в -фазе, приводит к снижению Показано, что немонотонный характер оптимальной температуры спекания. Установлено, зависимости (Тспек) определяется кинетикой что методами МА и ЭИПС возможно создание протекания диффузионно-контролируемых сверхпрочных наноструктурированных (d=300-500 процессов, связанных с изменением концентраций нм) вольфрамовых сплавов, механические свойства вольфрама в твердом растворе -фазы, а также которых в 2.5-4 раза превосходят свойства развитием процессов рекристаллизации при нагреве крупнозернистых материалов и их современных сплавов.

аналогов. Авторы благодарят за поддержку РФФИ (грант Предложена модель процесса спекания №12-08-01123-а) и ФЦП «Научные и научно ультрадисперсных сплавов системы W-Ni-Fe педагогические кадры инновационной России на объясняющая трехстадийность зависимости 2009-2013 годы».

плотности от температуры спекания.

СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ СВЕРХТВЕРДЫЕ КОМПОЗИТЫ, ПОЛУЧЕННЫЕ СПЕКАНИЕМ ПРИ ВЫСОКОМ ДАВЛЕНИИ ПОРОШКОВ КУБИЧЕСКОГО НИТРИДА БОРА С НИТРИДОМ ТИТАНА Коновал С.М., Беженар Н.П., Гарбуз Т.А., Белявина Н.Н.(1) Институт сверхтвердых материалов им. В.Н. Бакуля НАН Украины Киев, 04074, ул. Автозаводская, 2, bezhenar@ukr.net (1) Киевский национальный университет им. Тараса Шевченко, Киев, 02127, пр. Глушкова, 6, nbelyavina@bigmir.net Поликристаллические сверхтвердые происходит с образованием нитрида алюминия и материалы на основе кубического нитрида бора 2 1 диборида титана Al + BN + TiN = AlN + TiB (PCBN) широко известные в мире в качестве 3 3 инструментальных материалов для оснащения Результаты XRD анализа показали обра лезвийного инструмента, эффективного при зование TiB2 при содержании TiN в шихте более обработке закаленных сталей, чугунов, специи- 24%, при меньших количествах TiN в структуре альных сплавов на основе хрома, никеля, других композита вместо TiB2 присутствует фаза AlB2, трудонобрабатываемых материалов. Для которая может образоваться по реакции получистовых и чистовых операций 2 Al + BN = AlN + AlB2. При количестве TiN в металообработки, как правило, в составе шихты 3 cBN используется одно из тугоплавких шихте более 24% в составе композита также соединений — карбид, нитрид или карбонитрид идентифицировали остаточный алюминий.

титана [1]. Недостаток композитов, полученных из Твердость композитов уменьшается при двухкомпонентной шихты сBN-TiN – образо увеличении содержания TiN в шихте. В вание твердого раствора кислорода на базе зависимости от температуры спекания, это кристаллической решетки сBN [2], что приводит к уменьшение от 32 до 18 ГПа при 2300 К, и от уменьшению термостойкости инструмента из-за до 16 ГПа при 1750 К. Удельное электро того, что под действием высоких температур в сопротивление уменьшается от 108 до 0,01 Ом·м.

зоне резания образуются соединения низкой Условия спекания (состав шихты, температура, прочности – оксид бора и графитоподобный BN.

длительность спекания) значимо влияют на Во избежание образования таких соединений в параметры кристаллических решеток фаз шихту додавали алюминий, который эффективно композита. Соотношение между максимальными связывает кислород путем образования Al2O3.

и минимальными объемами кристаллических В работе представлены результаты струк решеток (V/V) отличаются от 0,42% для cBN до турного исследования композитов, полученных 3,68% для AlN, что, вероятно, есть следствием реакционным спеканием порошков системы сBN образования твердых растворов на базе исходных Al-TiN при давлении 7,7 ГПа и темпе-ратурах и образованных при химическом взаимодействии – 2300 К. Шихта для спекания – микропорошок фаз.

cBN производства ИСМ НАН Украины марки КМ 7/5, алюминий марки АСД, фракция -40 и TiN 1. Беженар Н.П. Кубический нитрид бора, Донецкого завода химических реактивов с поликристаллические и композиционные размером зерен от 0,5 до 2 мкм. Состав шихты: Al материалы на его основе // Неорганическое - 10 % масс., TiN – 0, 8, 16, 24, 32 и 40 % масс., материаловедение. Материалы и технологии. Том остальное cBN. Спекание проводили в аппарате 2, кн. 1. Под ред. Г.Г. Гнесина, В.ВА. Скорохода.

высокого давления Методом «тороид».

Киев: Наук. думка, 2008.- с.503-511.

рентгеноструктурного анализа (ДРОН-3, CuK 2. Беженар Н.П., Божко С.А., излучение) исследовали фазовый состав Белявина Н.Н., Маркив В.Я. Физико-химическое композитов и параметры кристаллических взаимодействие при спекании в условиях решеток всех фаз.

высокого давления сфалеритного нитрида бора с Согласно термодинамическим расчетам, нитридом титана // Сверхтвердые материалы. наиболее вероятна реакция при таких условиях 1997.- N1.- C. 9-13.

СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ СВЕРХТВЕРДЫЕ КОМПОЗИТЫ, ПОЛУЧЕННЫЕ СПЕКАНИЕМ ПРИ ВЫСОКОМ ДАВЛЕНИИ ПОРОШКОВ сBN, ПРЕДВАРИТЕЛЬНО ПОКРЫТЫХ ТИТАНОМ Гарбуз Т.А., Беженар М.П., Весна В.Т.(1), Коновал С.М., Ткач В.М.

Институт сверхтвердых материалов им. В.Н. Бакуля НАН Украины Киев, 04074, ул. Автозаводская, 2, bezhenar@ukr.net (1) Научно-производственная фирма „Арвина”, Киев, ул. Саксаганского, 32;

bezhenar@ukr.net Новые инструментальные сверхтвердые лось CVD методом, использовано газотранс материалы способствуют значительному повы- портную реакцию при температуре 1200 - 1300 К, шению производительности труда и улучше-нию транспортными агентами выступали иодиды качества металлообработки благодаря высокому титана [1]. Прирост массы микропорошка (и уровню физико-механических и толщина покрытия) регулировались технологи эксплуатационных свойств. Поликристаллы ку- чески, содержание сBN в порошке с покрытием бического нитрида бора (PCBN) со связующим на составляло от 85 до 50 % за массой.

основе тугоплавких соединений титана (TiC, TiN) Рентгеноструктурные исследования – известные в инструментальном мире материалы, порошков с покрытием показали, что их фазовый их назначение – вставки лезвийного инструмента состав это cBN, TiN и TiВ2, то есть в процессе для высокоскоростной обработки резанием осаждения происходит химическое закаленных сталей, других трудно- взаимодействие по реакции BN+3/2Ti = TiN + обрабатываемых материалов. При работе Нитрид титана, как правило 1/2TiB2.

инструмента с увеличением скорости резания нестехиометрический, есть вакансии в подрешетке механизм износа режущего лезвия изменяется от азота, а кроме диборида титана возможно абразивного до адгезионного и окислительного. образование и других боридов, таких как TiB, Наличие связки на основе TiN (TiC) защищает Ti3B4, Ti2B5, но в очень малых количествах.

сверхтвердую фазу сBN от адгезионного и В аппаратах высокого давления при 7, окислительного износа. Структура композитов, ГПа и 2100 - 2300 К проводили спекание полученных спеканием шихты состава сBN – TiN порошков КМ 3/2 и КМ 7/5 с толщиной покрытия (TiC, TiВ2) имеет недостатки. В процессе 0,2 мкм. Получили образцы, которые после приготовления шихты и последующего спекания механической обработки имели правильную мелкозернистый (менее 2 мкм) порошок TiN (TiC, цилиндрическую форму (7,5 мм в диаметре и 3, TiВ2) благодаря высоким силам когезии образует мм по высоте). Рентгеноструктурные конгломераты размером до 20 мкм, что является исследования показали наличие трех фаз в причиной неоднородности структуры композита. композите – сBN, TiN и TiB2. Определяли Однородная структура – это бесконечная система, плотность (99,0±0,5 %) и твердость по Кнупу (28 построенная с копий одной и той же конечной 34 ГПа).

ячейки, правила соединения ячеек везде Испытания на режимах тонкого точения одинаковы. Для режущих пластин с PCBN при обработке стали ХВГ HRC 58-60 показало, что наличие неоднородных участков размером больше исследованные образцы имеют лучшую на 20- зерна сBN может быть причиной разрушения % износостойкость, чем известный матери-ал лезвия резца сколом при точении. Поэтому важно киборит, полученные в системе сBN-Al.

получение PCBN композитов со структурой, Таким образом, использование для однородной на уровне размера зерна сверхтвердой получения сверхтвердых PCBN композитов фазы. Возможный вариант реализации такой порошков сBN с титановым покрытием позволило структуры – использование порошков сBN, получить инструментальный материал с плотной предварительно покрытых титаном. однородной структурой, высокими твердостью и В работе для получения композитов износостойкостью.

исполь-зовали микропорошки сBN марок КМ 3/2 с размером зерен от 2 до 3 мкм и КМ 7/5 с разме- 1. Весна В.Т., Маслов В.П.// Порошковая ром зерен от 5 до 7 мкм, которые были предва- металлургия, 1984.- №10.- С.57-59.

рительно покрыты титаном. Покрытия наноси СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ ТЕПЛОПРОВОДНОСТЬ КОМПОЗИТОВ: ГОРЯЧЕПРЕССОВАННОГО TiB2– BN–AlN И СВОБОДНОСПЕЧЕННОГО AlN–TiB Фесенко И.П., Сергиенко Н.В., Свердун Н.В., Кайдаш О.Н., Боровикова М.С., Кислая Г.П.(1), Часнык В.И.(2), Кузенков Е.О.(1) Институт сверхтвердых материалов им. В.Н.Бакуля НАН Украины, ул. Автозаводская 2, Киев 04074, igorfesenko@ukr.net (1) Национальный технический университет Украины „КПИ”, просп. Победы, 38, Киев, 03056, (2) Государственное предприятие НИИ «Орион», ул. Э. Потье, 8а, Киев, 03680, Украина Целью работы являлось определение в первую очередь с фазой BN. На это указывает коэффициента теплопроводности при комнатной наличие и титана по данным TiN температуре керамических композитов, рентгенофазового анализа композита c 20 % мас.

содержащих TiB2 и AlN, с помощью прибора для TiAl3.

измерения коэффициента теплопроводности Содержание графитоподобного нитрида высокотеплопроводных материалов ИТ3-МХТИ бора в композите TiB2–BN–AlN достаточно (МХТИ, РФ) [1], принцип действия которого велико. Поэтому особенности его основан на импульсном (10-30 сек) нагреве кристаллической структуры при получении образца с последующим охлаждением до композита горячим прессованием проявляются в начальной температуры. При этом тепловой поток анизотропии свойств. Теплопроводность направлен вдоль образца от нагревателя к теплоприемнику (рис. 1). Определяется интеграл по времени от разницы температур за время нагревания и охлаждения образца, величина которого обратно пропорциональна коэффициенту теплопроводности.

Рис. 2. Структура керамики 46TiB2–25BN– 27AlN с исходным содержанием 2 мас.% TiAl3.

горячепрессованного композита TiB2–BN–AlN параллельно усилию прессования составляет Рис. 1. Устройство теплоизмерительной Вт/(м·К), перпендикулярно – 60 Вт/(м·К).

ячейки прибора ИТ-3 МХТИ: 1. Корпус. 2. В отличие от вышеописанного материала, Теплоприемник. 3. Крышка. 4. Основа композит AlN–20 мас.% TiB2, полученный термопары. 5. Спай термопары. 6. свободным спеканием (1850 °С, 30 мин) с Нагреватель. 7. Подкладка. 8. Защелка. 9. добавкой Y2O3, имеет изотропную матричную соединительное гнездо. 10. Образец. структуру AlN с включениями TiB2 и теплопроводность 79 Вт/(м·К).

Композит TiB2–BN–AlN был получен горячим прессованием (1950 °С, 60 мин) с 1. Азима Ю.И., Беляев Ю.И., Кулаков добавкой алюминида титана (TiAl3). На рис. 2 М.В. Устройство для измерения коэффициента хорошо видны основные фазы композита. Зерна теплопроводности высокотеплопроводных TiB2 светлые, средний размер их 5-10 мкм. Более материалов // Приборы и техника эксперимента. – крупные серые зерна – AlN. 1985. – № 4. – С. 248–249.

Темные участки – фаза нитрида бора, отдельные зерна не видны. При горячем прессовании TiAl3, по-видимому, взаимодействует СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ СПЕКАНИЕ ТВЁРДОГО СПЛАВА ДО ВОЗНИКНОВЕНИЯ РАСПЛАВА Логинова Т.В, Жекибаев М.М., Шуменко В.Н., Шуменко В.В.(1) ФГОУ ВПО «Национальный исследовательский технологический университет «Московский институт стали и сплавов», 119049, Москва, Ленинский проспект, 4, shvnmisis@mail.ru, shumenkovn@yandex.ru (1) РСА, Российский союз автостраховщиков, 115093, Москва, ул. Люсиновская, 27, стр. 3, shumenkovv@mail.ru Технологический режим производства тонкие края частиц дают «засветку», т.к. поток твердых сплавов основан на диаграмме состояния пучка электронов проходят их насквозь и не выбивают вторичных электронов, формирующих MeC - Meсвязка.

В зависимости от состава сплавов: WC – изображение.

Co или TiC - Ni, - можно выбрать температуру Зерна: TiC – серые, Ni сплава – светлые.

спекания, рассчитав по ней количество жидкой СЭМ изображение получено после полировки и фазы. В жидкую фазу, в результате контактного очистки шлифа от шлама ультразвуком.

плавления, переходит определенное количество На рис.1 видно, что частицы никелевого карбида металла. сплава представлены тремя видами:

Контактное плавление зависит от: - «язычками» - это диффузионно-вязкое течение по - состава твёрдосплавной смеси;

карбидному зерну, рис. 2;

- исходного размера частиц каждого компонента;

- мелкими зернами между границ карбидных - отношения размера частиц MeC : Meсвязка;

частиц (прослойки) (рис. 2);

- распределение частиц карбида и металла связки - крупными зёрнами, с неровной границей и при смешении и других факторов. мелкими выделениями внутри тёмных частиц На рис. 1 СЕМ фото сплава 80%TiC – 20% (возможно TiC от уменьшения растворимости его Ni, после спекания при 1200оС, 180 мин. при охлаждении) (рис.2).

Рисунок 2. Форма частиц Ni сплава Карбидные зерна 2-х типов:

- сросшиеся прослойкой Ni сплава;

- сросшиеся без прослойки Ni сплава, (рис.3).

Рисунок 3. Формирование карбидного Рисунок 1. Морфология частиц внутри образца скелета.

на глубине ~ 0,25 мм от поверхности.

Последнее отличие – в разуплотнении прессованного образца, рис. 1. Оно вызвано TiC фирмы Union Carbide - 37 мкм изменением формы никелевых частиц в результате Ni фирмы INCO - 47 мкм.

их диффузионно-вязкого течения.

При анализе изображения, полученного со сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) вторичными электронами, следует помнить СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ ПОВЕДЕНИЕ ЧАСТИЦ КАРБИДА МЕТАЛЛА НА ПОВЕРХНОСТИ И ВНУТРИ ОБРАЗЦА ПОСЛЕ ВОЗНИКНОВЕНИЯ РАСПЛАВА Шуменко В.Н., Логинова Т.В, Жекибаев М.М., Шуменко В.В.(1) ФГОУ ВПО «Национальный исследовательский технологический университет «Московский институт стали и сплавов», 119049, Москва, Ленинский проспект, 4, shvnmisis@mail.ru, shumenkovn@yandex.ru (1) РСА, Российский союз автостраховщиков, 115093, Москва, ул. Люсиновская, 27, стр. 3, shumenkovv@mail.ru В докладах «Спекание твёрдого сплава до образца на глубине 0,25 мм. На рисунке 2.

возникновения расплава» и «Спекание твёрдого поведение частиц на поверхности TiC – Ni, через секунд после контактного плавления при 1280оС в сплава после возникновения расплава» было установлено образование блоков, карбидного режиме “in situ”.

каркаса и двух стадий процесса перегруппировки.

Использование высокотемпературных микроскопов позволяет проводить наблюдение “in situ” за поведением частиц при их нагревании.

Первыми работами по наблюдению процесса спекания твердого сплава являются работы, выполненные в Калифорнийском университете г. Беркли под руководством профессора Р.М. Фулраса (Richard M. Fulrath) [1].

Леонард Фрушауер (Leonard Froschauer) под его руководством исследовал жидкофазное спекание различных систем [2].

Рис. 2. Поведение частиц на поверхности через На рис. 1 спекание 90%WC – 10%Co.

6 секунд после контактного плавления.

На рис. 1 и 2 показаны возникшие поры на месте плавления Co и Ni, - соответственно.

Если частицы карбидов ведут себя по разному внутри и на поверхности, следовательно, должна существовать область перехода между этими двумя физическими явлениями.

Обосновано соотношение размеров частиц МеС и Ме связки [3].

Литература 1. Leonard Froschauer and Richard M. Fulrath. Direct observation of liquid-phase sintering in the system tungsten carbide-cobalt. Report No LBL-3189, Lawrence Berkeley Рис. 1. Контактное плавление 1325оС [1]. Laboratory, University of California, Berkeley, CA, October 1974.

К сожалению, уплотнение частиц WC на 2. Leo Froschauer. Liquid phase sintering in selected system.

поверхности будет отличаться от уплотнения Report No LBL-2299. INORGANIC MATERIALS частиц внутри образца, т.к. у них разная степень RESERCH DIVISION. Annual Report 1973. Lawrence свободы. Частицы на поверхности «вынуждены» Berkeley Laboratory, University of California, Berkeley, перемещаться по направлению к центру образца и СА.

перемещаться в плоскости наблюдения: 3. Авторское свидетельство СССР № 923056 «Способ смещаться и поворачиваться. получения спеченного материала» /Шуменко В.Н., В докладе «Спекание твёрдого сплава Ачапина О.А., МПК3 B 22 F 3/12, от 21.12.1981/ после возникновения расплава» приведен эффект образования блоков и разуплотнение внутри СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ ПОЛУЧЕНИЕ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНОГО Ti-Al КОМПОЗИТА МЕТОДАМИ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И ЭЛЕКТРОИМПУЛЬСНОГО СПЕКАНИЯ Варюхин В.Н., Белоусов Н.Н., Пашинская Е.Г., Кулик И.А.

Донецкий физико-технический институт им. А.А.Галкина НАН Украины 83114, ул.Р.Люксембург, 72 Донецк, Украина, bil@hpress.fti.ac.donetsk.ua В последние годы значительно возрос при температурах 300°С, 400°С и 500°С интерес к применению методов интенсивных микроструктура практически не изменяется.

пластических деформаций (ИПД) и скоростного Начиная с температуры 580°С и вплоть до 630°С спекания для получения порошковых активно начинают развиваться процессы интерметаллидных композитов с заданным рекристаллизации алюминиевой матрицы.

комплексом физико-механических свойств. Методами рентгеноструктурного и EBSD анализов Наиболее перспективным является Ti-Al на границе раздела частиц Ti и Al обнаружены композит. Использовался порошковый материал: выделения интерметаллидных TiAl и TiAl3 фаз.

Показано, что чем дальше от границы раздела, тем титан ВТ1-0 (d=20100µm) и алюминий А процентное содержание интерметаллида TiAl (d=50200µm). Порошки в соотношении 60ат%Al и больше (по отношению к интерметаллиду TiAl).

40ат%Ti помещали в планетарную мельницу САНД Выдержка образца при температуре 680°С приводит 1. Дробление (до d=0.35µm) и механосинтез к частичному оплавлению поверхности. Показано, (частицы Ti плакировались Al) осуществлось в что выделившиеся интерметаллидные фазы TiAl и спирте в течении 100ч. Механосинтезированный Ti TiAl3 павышают температуру начала оплавления Al порошок компактировался методом кручения поверхности образца. Методом дюраметрии (=2рад) под давлением (Р=1ГПа) в наковальнях обнаружено, что в Al матрице композита начиная с Бриджмена (D=9мм, h=1.5мм). Применяли метод температуры 4800С до 6300С наблюдается рост электроимпульсного спекания (ЭИ) микротвердости Hµ. Показано, что увеличение Hµ непосредственно под давлением. В процессе связано с деформационно-термической активацией спекания давление варьировалось в пределах процессов диффузии атомов титана в алюминиевую Р=100800МПа. Нагрев образца осуществлялся матрицу и выделением интерметаллидов TiAl3.

путем пропускания импульсов переменного тока с Обнаружено, что чем ближе измерения помощью мощного семисторного устройства.

микротвердости к частицам титана, тем больше Параметры электроимпульсов: амплитуда значения миротвердости: Hµ.= 480530Н/мм2.

длительность и (I=300500А), (t=510мс) Непосредственно в самих частицах Ti, начиная с скважность (=5мс). Время нагрева образца от температуры 3000С микротвердость незначительно до 103сек. Выбранная амплитуда импульсов тока на уменьшается и, начиная с температуры 6300С, начальном этапе спекания создавала скорость происходит увеличение Hµ. Показано, что это нагрева до 300°С/мин. Спекание Ti-Al компактов связано с началом выделения твердой фазы TiAl.

проводили в условиях плавления одного из Показано, что использование методов ИПД компанентов (Al). Для сравнения применяли и ЭИ скоростного спекания Ti-Al порошков традиционные методы деформации и спекания.

предоставляет неоспоримые преимущества перед При выбранных параметрах ЭИ установки обычными методами деформирования и горячего на зависимости плотности Ti-Al композита от прессования, в первую очередь, уменьшая температуры и времени нагрева обнаружен температуру выделения упрочняющих экстремум, по положению которого определялась интерметаллидных TiAl и TiAl3 фаз до Т=20400С.

оптимальная температура спекания. Показано, что С помощью ИПД и импульсного уменьшение размера частиц c 5103 до 102 нм, электротока достигается (в условиях внешнего формирование неравновесных твердых растворов и давления) очень быстрый нагрев и малая выделение интерметаллидных фаз приводит к продолжительность рабочего цикла, что позволяет снижению оптимальной температуры спекания консолидировать компрессионными методами данного композита до 400С. Методами оптической и интерметаллидные материалы.

электронной микроскопии показано, что в результате термической обработки Ti-Al композита СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ ОСОБЕННОСТИ СТУКТУРООБРАЗОВАНИЯ ПРИ ПОЛУЧЕНИИ КЕРАМИЧЕСКИХ КОМПОЗИЦИЙ МЕТОДОМ СВС Мильман Ю.В., Чугунова С.И., Гончарова И.В., Самелюк А.В., Ефимов Н.А.

Институт проблем материаловедения им. И.Н. Францевича НАН Украины, ул. Кржижановского, 3, Киев, 03142, Украина, irina@ipms.kiev.ua В настоящее время с помощью подложке обнаружены несколько типов самораспространяющегося высокотемпературного интерметаллидов на основе алюминия: AlTi3, Ti3Al, синтеза (СВС) получают порошки, компактные Al3Ti5. В области переходной зоны существует смесь материалы, изделия, наносят покрытия и сваривают боридных фаз и интерметаллических соединений, детали. Одним из наиболее перспективных и активно образовавшихся в результате взаимодействия развивающихся направлений является силовое СВС покрытия и подложки. Обнаружено присутствие бора компактирование, при котором совмещается горение с в области близко расположенной к границе механическим воздействием на разогретый продукт. В покрытие/подложка, что подтверждает образование результате чего получаются компактные химической связи между покрытием и подложкой.

малопористые или беспористые материалы и изделия на основе простых и сложных карбидов, боридов и тугоплавких соединений в одну технологическую стадию [1].

В работе приведены результаты исследования состава и структуры керамического покрытия состава TiB–Ti-B4C на подложке TiAl, полученного по разработанной в ИММ Грузии СВС технологии Рис. 2. Схема распределения Ti, твердого раствора получения высокодисперсных композиционных Al вTi, интерметаллидов с различной материалов. Свойства такого консолидированного концентрацией Al в переходной зоне покрытия TiB изделия во многом определяются структурой не Ti-B4C на подложке TiAl только покрытия и подложки, но и переходной зоны, сформировавшейся в процессе консолидации. В переходной зоне обнаружена прослойка с Поэтому было целесообразным исследовать структуру повышенной концентрацией Al, что обусловлено и свойства такого изделия в поперечном сечении (рис. высокой диффузионной подвижностью атомов Al Исследование структурного состояния 1). (рис.1). Эта зона, в основном, представляет собой осуществлялось рентгеновским методом, двухфазную структуру, состоящую из матрицы Al3Ti с сканирующей электронной микроскопией (СЭМ) с включениями Ti. Фаза Al3Ti образовала прослойку микрорентгеноспектральным анализом химического между покрытием и подложкой. Фазы AlTi3 стало состава фазовых составляющих, количественного больше вокруг зерен Ti. Вокруг включения Ti по фазового анализа на основе математической периметру частицы выявлено твердый раствор Al в Ti обработки изображений сканирующей и оптической с переменной концентрацией Al, далее располагается микроскопии. интерметаллид с уменьшенной концентрацией алюминия – Ti3Al (рис. 2). О том, что образуется твердый раствор с переменной концентрацией алюминия и интерметаллиды системы Al–Ti переменного состава Ti3Al, TiAl, Al3Ti, свидетельствует выполненное исследование распределения химических элементов вдоль выбранного направления. При получении Рис. 1. Структура покрытия TiB-Ti-B4C на подложке керамических покрытий методом СВС происходит TiAl химическое взаимодействие покрытия и подложки с в поперечном сечении, полученная в режиме BEI образованием переходной зоны с плотной металлургической связью.

Получены рентгенограммы с трех участков поперечного сечения изделия: покрытия, подложки и [1] Мержанов А.Г. Процессы горения и синтез переходной зоны покрытие/подложка. Фазовый материалов. Из-во: ИСМАН, 1990, 512 с.

анализ показал, что в покрытии образовались бориды TiB, Ti2B и TiB2, а также содержатся Ti и B4C. В СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ МЕЖЗЕРЕННЫХ ФАЗ В КЕРАМИКЕ SICSIO2, СПЕЧЕННОЙ В ПРИСУТСТВИИ ЖИДКОЙ ФАЗЫ Ижевский В.А.

Институт проблем материаловедения им. И. Н. Францевича НАН Украины, ул. Кржижановского 3, Киев, 03142, Украина, izhevsky@ipms.kiev.ua Керамика на основе SiC рассматривается Типичная микроструктура материала SiC–20% как одна из наиболее перспективных в ряду (мас.). SiO2, спеченного при 1790 (a) и 1860 °C ковалентных керамических материалов для (б) представлена на рис. 1. Очевидно, что при высокотемпературного конструкционного более высокой температуре процесс спекания применения. Важной проблемой для всех протекает активно, что приводит к росту зерен ковалентных керамических материалов, SiC. Межзеренная фазахорошо видна на рис. 1, получаемых жидкофазным спеканием, является б и была идентифицирована как SiO2.

возможнрсть кристаллизации аморфных межзеренных фаз с целью повышения высокотемпературных свойств керамики, таких как прочность, стойкость к крипу и окислению.

Жидкофазное спекание SiC с оксидными (Al2O3–Y2O3) и оксинитриднымс (AlN–Y2O3) добавками подробно изучалось ранее с целью создания регулируемой структуры и свойств SiC [1, 2]. Поскольку SiO2 всегда присутствует б во всех материалах на основе SiC в качестве a Рис. 1. Микроструктура (СЭМ) материала оксидной пленки на поверхности частиц SiC20% (мас.) SiO2, спеченного при 1790 (a) и последнего, понимание его роли в процессе спекания и термообработки керамики крайне 1860 °C (б).

важно. В настоящей работе представлены Более детально микроструктура межзеренной результатаы исследований роли SiO2 на фазы была исследована с помощью ТЭМ на примере модельной системы SiCSiO2. образцах, спеченных при 1860 °C. Результаты В качестве исходных материалов представлены на рис. 2.

использовались порошки -SiC (H. C. Stark, Germany) и SiO2 (Strem Chemicals, USA) промышленного производства. Количество вводимого в качестве спекающей добавки SiO составляло 20% (мас.). Смешивание порошков осуществлялось в аттриторе с последующей сушкой и грануляцией. Полученные холодным изостатическим прессованием образцы спекались в печи (FCT F8205, Fine Ceramics Technologies, Germany) в контролируемой б атмосфере с добавкой CO для снижения потерь a Рис. 2. Микроструктура межзеренной фазы массы при спекании.

(ТЭМ) материала SiC20% (мас.) SiO2 (а) со Фазовый состав спеченных образцов вторичными кристаллами Si2N2O (б).

исследовался рентгеновским методом на дифрактометре Siemens D-6000 в CuK Литература:

излучении. Микроструктура исследовалась на [1] V.A. Izhevsky, A.H.A Bressiani and J.C.

СЭМ с (Zeiss DSM982 Gemini) Bressiani: J. Am. Ceram. Soc. – Vol. 88. – 2005. – термоэмиссионным катодом и с помощю ТЭМ P. 1115–1121.

Образцы (JEM 4000EX, JEOL).

[2] K. Biswas et al: Mater. Chem. Phys. – Vol. приготавливались по стандартной – 2001. – P. 180–184.

керамографической технологии.

СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ ТВЕРДО-ФАЗНОЕ СПЕКАНИЕ ПОРОШКОВ БЫСТРОРЕЖУЩИХ СТАЛЕЙ Ульшин С.В., Ульшин В.И., Гогаев К.О.

Институт проблем материаловедения им. И.Н. Францевича НАН Украины, ул. Кржыжановского, 3, Киев, 03142, Украина, ulshin@ipms.kiev.ua Изучено влияния термо-временной обработки М23С6 М6С МС, которые сопровождаются (ТВО) расплавов на структуру и свойства порошка перераспределением легирующих элементов и быстрорежущей (БС) стали Р6М5Ф3. Сущность углерода (рис. 2).

ТВО состоит в перегреве расплава на 300–400 °С выше температуры ликвидуса c выдержкой 20– мин. Металл при ТВО нагревали до температуры 1750 °С, при обычном распылении – до 1600 °С.

Порошки получали методом газового распыления азотом давлением 0,7 МПа при температуре распыления 1550 °С. При распылении с а б в ТВО гомогенизация и термодинамическая Рис. 2. Микроструктура прессовок БС из порошка стабилизация расплава смещает обычного распыления. Режим спекания: а – 1180 °С, гранулометрический состав в сторону мелких 0,5 ч;

б – 1160 °С, 2 ч (М23С6);

в – 1180 °С, 2 ч фракций в сравнении с обычным распылением. (М23С6 и МС). 800.

Практически все частицы фракции –630 + 50 мкм при распылении с ТВО приобретают ячеистую Анализ карбидных фаз показал, что более структуру с метастабильным (пересыщенным) предпочтительным с точки зрения повышения составом гомогенных, и – фаз (рис. 1, а) и теплостойкости БС является интервал температур карбида М2С. При обычном распылении в частицах спекания 1160–1180 °С (0,5–1 ч) в котором порошка формируется дендритная структура (рис. 1, преобладают карбиды типа М23С6 размером от 0, б).

до 2 мкм. При нагреве под закалку (1190–1200 °С) эти карбиды практически полностью переходят в твердый раствор.

Установлено, что порошки, полученные по технологии распыления с ТВО, обладают большей усадкой при спекании (6%) по сравнению с порошками, полученными обычным распылением а б (усадка 1%).

Характеристики порошковых прессовок из Рис. 1. Микроструктуры порошинок после БС марки Р6М5ФЗ после прессования и спекания распыления с ТВО (а) и после обычного распыления х800. при температуре 1180 °С продолжительностью 1 ч (б).

приведены в таблице.

Спекание образцов проводили в твердофазной области. Установлено, что в интервале температур от 1160 до 1200 °С происходят превращения в карбидных фазах Таблица. Характеристики порошковых прессовок из БС марки Р6М5ФЗ после прессования и спекания при температуре 1180 °С продолжительностью 1 ч Технология Насыпная Плотность Уплотнение Плотность Усадка после плотность после после после спекания, порошка, прессования, прессования, спекания, % г/см3 (%) г/см3 (%) г/см3 (%) % Обычная 4,6 (57) 6,3 (78) 23 6,4 (79) 1, с ТВО 5,0 (62) 6,4 (79) 17 6,9 (85) 6, СЕКЦИЯ 3. ВЛИЯНИЕ ТВЕРДО- И ЖИДКОФАЗНОГО СПЕКАНИЯ НА СВОЙСТВА ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ, ПРОБЛЕМЫ САМООРГАНИЗАЦИИ ПРИ СПЕКАНИИ СПЕКАНИЕ ТВЁРДОГО СПЛАВА ПОСЛЕ ВОЗНИКНОВЕНИЯ РАСПЛАВА Логинова Т.В, Жекибаев М.М., Шуменко В.Н., Шуменко В.В.(1) ФГОУ ВПО «Национальный исследовательский технологический университет «Московский институт стали и сплавов», 119049, Москва, Ленинский проспект, 4, shvnmisis@mail.ru, shumenkovn@yandex.ru (1) РСА, Российский союз автостраховщиков, 115093, Москва, ул. Люсиновская, 27, стр. 3, shumenkovv@mail.ru В докладе: «Спекание твёрдого сплава до образовывать больших пор при диффузионно возникновения расплава», - было установлено:

- вязком течении и малого количества блоков.

формирование карбидного каркаса;

Ещё одна новость. На шлифе видно, что - разуплотнение внутри образца. жидкая фаза не покрывает TiC со всех сторон как Контактное плавление произойдет на считали раньше Я.Е. Гегузин [1] стр. 157, рис. границах MeC - Meсвязка. или B.H.Rabin и R.М.German [2].

На рисунке 1 СЭМ фото шлифа, На рис.1 внизу слева видна капля очищенного от шлифовального шлама, сделанное расплава, которая не растеклась по поверхности на глубине ~ 0, 25 мм от поверхности. Образец TiC.

80% TiC – 20% Ni, через 6 секунд после возникновения расплава и быстрого охлаждения.

TiC фирмы Union Carbide - 37 мкм, Ni фирмы INCO - 47 мкм.

При твердофазном спекании происходит формирование блоков, т.е. мест контактов между TiC и Ni, в которых возникнет расплав.

Частицы никеля не должен быть малыми и Рисунок 2. Модель жидкофазного спекания [1] Полученные нами экспериментальные данные позволяют утверждать:

- перегруппировка происходит в 2 стадии:

первая - образование блоков с разуплотнением (эффект Фулраса);

вторая - уплотнение блоков;

- жидкость не покрывает всю поверхность TiC.

Полученные результаты позволяют предположить:

- существует критический размер капли расплава, при котором она не растекается по поверхности TiC;

- существует критическая толщина пленки расплава, при которой расплав не образуется (не растекается) на поверхности TiC.

Рису Литература нок 1. Поверхность шлифа, очищенная от шлама.

1. Почему и как исчезает пустота/ Я.Е.Гегузин.

М.: Наука. 1976. 209с./ 2. B.H.Rabin, R.M.German. Development in Liquid сращивать TiC в каркас, с другой стороны не Phase Sintering. J. MPR, March 1986. p 183-188./ должны быть очень крупными чтобы не СЕКЦИЯ 4. ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯ ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ (МАТЕРИАЛЫ ТРЕНИЯ, ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЕ ПОРИСТЫЕ, КОНСТРУКЦИОННЫЕ И ДР.) СЕКЦИЯ 4. ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯ ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ (МАТЕРИАЛЫ ТРЕНИЯ, ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЕ ПОРИСТЫЕ, КОНСТРУКЦИОННЫЕ И ДР.) ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ В УСЛОВИЯХ ВЫСОКОСКОРОСТНОГО ЭЛЕКТРОИМПУЛЬСНОГО ПЛАЗМЕННОГО СПЕКАНИЯ КЕРАМИК НА ОСНОВЕ ОКСИДА АЛЮМИНИЯ Болдин М.С., Нохрин А.В., Чувильдеев В.Н., Сахаров Н.В., Шотин С.В.

Научно-исследовательский физико-технический институт Нижегородского государственного университета им. Н.И. Лобачевского, 603950, Россия, Н.Новгород, пр. Гагарина, 23/3, boldin@nifti.unn.ru В работе исследовано влияние скорости увеличению пористости, и как следствие, к нагрева на параметры структуры и физико- снижению плотности =3.965 г/см3 (99.4%).

механические свойства керамик на основе Вместе с тем средний размер зерна керамики оксида алюминия полученных методом увеличивается до dсред = 10 мкм, а максимальный электроимпульсного плазменного спекания размер зерен составляет dаном = 50 мкм.

ЭИПС ( «Spark Plasma Sintering»). Твердость образца полученного при Vн=5 Установлено, что зависимость размера С/мин снижается до HV= 17.1 ГПа, а зерна от скорости нагрева d(Vн) носит коэффициент трещиностойкости увеличивается немонотонный характер (см. рис. 1). до KIC=3.4 МПа·м1/2.

Спекание порошка оксида алюминия со Увеличение скорости нагрева до Vн= скоростью Vн = 10 0С/мин позволяет получить С/мин не оказывает заметного влияния на высокоплотную (~ 99.5%) керамику с средним средний размер зерна (dсред = 10 мкм), однако размером зерна dсред = 5 мкм, при этом в интенсифицирует аномальный рост зерен (dаном структуре керамики встречаются аномально = 65 мкм) приводя к существенному снижению крупные зерна dаном = 10 мкм. Данная керамика физико-механических свойств (=3.960 г/см3, обладает твердостью HV= 18.8 ГПа и HV=17.1 ГПа, KIC=2.8 МПа·м1/2).

трещиностойкостью KIC= 3.2 МПа·м1/2, в 1.5 раза Использование высокоскоростного превышающую трещиностойкость (Vн=2500 С/мин) нагрева ультрадисперсного монокристаллического Al2O3 (KIC=2.0 МПа·м1/2). порошка позволят сформировать Al2O Увеличение скорости нагрева до Vн=100 мелкозернистую структуру с размером зерна на С/мин позволяет существенно снизить как уровне исходного размера частиц (dсред = 1 мкм), средний размер зерна (до dсред = 3 мкм) так и и существенно снизить размер аномально размер аномально крупных зерен (до dаном = 5 крупных зерен (dаном = 5 мкм). Несмотря на мкм), при этом прочностные свойства керамики низкую плотность =3.853 г/см3 (96.5%) и оказываются достаточно высокими (HV=18.4 твердость Hv=17.0 ГПа данная керамика имеет ГПа, KIC=3.5 МПа·м1/2). максимальный коэффициент трещиностойкости KIC=3.6 МПа·м1/2.

70 d, мкм Для объяснения полученных результатов dаном в работе предложена качественная модель эволюции структуры порошков оксидов при высокоскоростном спекании. Установлено, что скорость электроимпульсного плазменного спекания является ключевым технологическим dсред параметром, позволяющим управлять потоками неравновесных дефектов и (дислокаций Vн, 0С/мин вакансий) и изменять уровень неравновесности 0 500 1000 1500 2000 структуры границ зерен и кристаллической Рис. 1 Влияние скорости нагрева на средний решетки керамик.

(dсред) и аномальный (dаном) размер зерна Al2O Авторы благодарят за поддержку РФФИ (грант керамики полученной методом №12-08-01123-а) и ФЦП «Научные и научно электроимпульсного плазменного спекания.

педагогические кадры инновационной России на Дальнейшее увеличение скорости 2009-2013 годы».

нагрева до Vн=500 С/мин приводит к СЕКЦИЯ 4. ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯ ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ (МАТЕРИАЛЫ ТРЕНИЯ, ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЕ ПОРИСТЫЕ, КОНСТРУКЦИОННЫЕ И ДР.) СОЗДАНИЕ МИКРОДИСПЕРСНЫХ ГАЗОРАСПЫЛЕННЫХ ПОРОШКОВ ИЗ СПЕЦИАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ И СПЛАВОВ С ВЫСОКИМИ ФУНКЦИОНАЛЬНЫМИ СВОЙСТВАМИ Терновой Ю.Ф., Зубкова В.Т., Куратченко А.Б., Мельников Ю.В., Бойченко Т.В.

ГП «Украинский научно-исследовательский институт специальных сталей, сплавов и ферросплавов», ул. Патриотическая, 74-а, Запорожье, 69005, Украина, ussi@comint.net В последнее десятилетие в мировой - более высокую дисперсность и практике производства порошковых однородность распределения упрочняющих материалов из специальных сталей и сплавов карбидных и интерметаллидных фаз в наметились две тенденции: распыленных порошках и спеченных изделиях;

- повышение чистоты исходного металла (до распыления) по эндогенным и экзогенным включениям;

переход на производство газораспыленных порошков мелких (50 мкм) и особо мелких (25 мкм) фракций, предназначенных для изготовления инструментов и изделий ответственного назначения.

Теоретические исследования, проведенные в ГП «УкрНИИспецсталь», позволили выявить влияние возможных вариаций технологических и геометрических параметров на повышение выхода фракции 25 мкм с использованием имеющегося узла распыления на установке УРЖМВ-3.

Основными факторами, определяющими получение мелкодисперсных газораспыленных Рис. 1. Дисперсность газораспыленного порошков, являются: повышенная температура порошка из коррозионностойкой стали AISI расплава металла перед распылением, 316-РМ (08Х18Н12М3-МП), полученного по подогретый газовый поток, высокое давление новой технологии ГП «УкрНИИспецсталь» в распыления и минимизированный диаметр сравнении с традиционной технологией сливного канала [1]. распыления металлических расплавов Благодаря новому современному - более высокий уровень физико подходу к совершенствованию механических и эксплуатационных свойств технологических процессов распыления инструментов и изделий ответственного жидких металлов в ГП «УкрНИИспецсталь»

назначения.

появилась принципиальная возможность Новая технология получения создания газораспыленных порошков микродисперсных газораспыленных порошков различных классов сталей и сплавов с ГП «УкрНИИспецсталь» может быть внедрена достаточно высоким содержанием фракции в условиях ПАО «Днепроспецсталь» (Украина) 50 мкм (60%) и фракции 25 мкм (30-35%) – одного из крупнейших мировых лидеров по (рис. 1).

производству порошковых быстрорежущих и Использование мелкодисперсных штамповых сталей.

газораспыленных порошков при производстве ЛИТЕРАТУРА порошковых изделий различного назначения 1. Терновой Ю.Ф., Баглюк Г.А., Кудиевский трения, жаропрочные, (материалы С.С. Теоретические основы процессов жаростойкие, режущие, штамповые и др.) распыления металлических расплавов. – позволит получить в сравнении с Запорожье: ЗГИА, 2008. – 298 с.

газораспыленными порошками крупных фракций (800 мкм):

СЕКЦИЯ 4. ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯ ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ (МАТЕРИАЛЫ ТРЕНИЯ, ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЕ ПОРИСТЫЕ, КОНСТРУКЦИОННЫЕ И ДР.) НАПРАВЛЕННО ЗАКРИСТАЛЛИЗИРОВАННЫЕ КОМПОЗИТЫ НА ОСНОВЕ ТУГОПЛАВКИХ БОРИДОВ, ЛЕГИРОВАННЫЕ КРЕМНИЕМ Богомол Ю.И., Лобода П.И., Ермакова Д.И., Бадика П.(1), Васылькив О.О.(2) Национальный технический университет Украины «Киевский политехнический институт», проспект Победы, 37, Киев, 03056, Украина, ubohomol@iff.kpi.ua (1) National Institute of Materials Physics, Magurele, 077125, Romania, badica2003@yahoo.com (2) National Institute for Materials Science, Tsukuba, Ibaraki 305-0047, Japan, oleg.vasylkiv@gmail.com Направленно закристаллизированные матрицу из LaB6 или B4С, армированную эвтектические сплавы являются достаточно регулярно расположенными диборидными известным и изученным типом включениями. Увеличение количества композиционных материалов. Их уникальность добавленного кремния приводило к заключается в равновесной границе раздела уменьшению диаметра и увеличению между матрицей и армирующими количества диборидних включений.

компонентами, которая формируется в Химический анализ легированных композитов, процессе направленной кристаллизации показал, что кремний в основном эвтектических сплавов [1]. Так механические локализирован в области диборидных свойства природных композитов с включений.

керамической матрицей, армированной Твёрдость и трещиностойкость регулярно расположенными керамическими легированного эвтектического сплава B4С–TiB включениями превышают свойства чистой достигали 45.24 ГПa и 7.04 MПa·м1/2, керамики. На сегодняшний день для соответственно, и зависели от межфазного направлено закристаллизированных эвтектик расстояния. Прочность на изгиб легированных систем LaB6–MeIVB2 и B4C-MeIVB2 показано, композитов достигала при комнатной температуре – 460 МПа, а при 1600 оС – что уменьшение диаметра и увеличение количества армирующих включений приводит МПа. Эти значения почти в два раза выше к значительному повышению прочности, значений таких характеристик для твёрдости и трещиностойкости таких нелегированного направлено армированного материалов [1]. Измельчение структуры может композита B4С-TiB2. Исследование быть реализовано влиянием различных механических свойств показали, что значения факторов на процессы зарождения и роста фаз. твердості, трещиностойкости и прочности на Одним из таких методов может быть изгиб легированных эвтектических сплавов на легирования элементами, которые бы снижали основе LaB6 увеличиваются с увеличением общую вязкость зоны расплава в процессе количества введённого кремния и превышают направленной кристаллизации [2]. Поэтому в аналогичные характеристики для данной работе авторами предложено нелегированных композитов.

использовать в качестве легирующего элемента кремний, добавка которого позволит изменить 1. P. Loboda, I. Bogomol, M. Sysoev, G. Kysla, тепловые и концентрационные условия в зоне Structure and properties of superhard materials расплава, а соответственно и на фронте based on pseudo-binary systems of borides кристаллизации. produced by zone melting, J. Superhard Materials Направлено закристаллизированные (translation of Rus: Sverkhtverdye Materialy) эвтектические сплавы LaB6–TiB2, LaB6–ZrB2 и (5) (2006) 28-32.

B4С–TiB2 с добавкой 0,5–3 об.% Si 2. Эллиот Р. Управление эвтектическим выращивались методом безтигельной зонной затвердеванием: Пер. с англ./ Под ред. Л.С.

плавки неспеченных порошковых пресовок [1]. Швиндлермана. – М.: Металлургия, 1987.- Порошки LaB6, В4С, TiB2, ZrB2 и Si с.

использовались в качестве исходных компонентов. Композиты представляли собой СЕКЦИЯ 4. ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯ ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ (МАТЕРИАЛЫ ТРЕНИЯ, ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЕ ПОРИСТЫЕ, КОНСТРУКЦИОННЫЕ И ДР.) СОВРЕМЕННЫЕ ПРОЦЕССЫ ПОЛУЧЕНИЯ ДВУХСЛОЙНЫХ ФИЛЬТРУЮЩИХ МАТЕРИАЛОВ Витязь П.А., Ильющенко А.Ф.(1), Капцевич В.М.(2), Кусин Р.А.(1), Черняк И.Н.(1) Президиум Национальной академии наук Беларуси, 220072, Минск, пр-т Независимости, (1) Государственное научное учреждение «Институт порошковой металлургии», 220005, Минск, ул. Платонова, 41, nil23niipm@tut.by (2) Белорусский государственный аграрный технический университет, 220023, г. Минск, пр-т Независимости, В докладе приведены сведения о что, по сравнению со смесью порошка с некоторых разработках в области создания порообразователем, обеспечивает надлежащую градиентных проницаемых структур с текучесть шихты при формировании подложки, толщиной фильтрующего слоя 0,3-0,4 мм, особенно при получении длинномерных выполненных в лаборатории фильтрующих трубчатых изделий, отсутствие сегрегации материалов Государственного научного составляющих шихту компонентов, лучшие учреждения порошковой возможности для хранения.

«Институт металлургии» Национальной академии наук Технология гранулирования была также Беларуси за последнее десятилетие. использована при разработке процессов Задача уменьшения толщины получения двухслойных материалов на основе мелкодисперсного слоя была решена путем керамических (ильменита), металлических разработки технологии, основанной на сферических (оловянно-фосфористой бронзы) и совместном прессовании крупнодисперсного и несферических (никеля) порошков.

мелкодисперсного порошков, причем Разработанный метод формирования мелкодисперсный порошок был двухслойных порошковых материалов с предварительно нанесен с помощью минимальной толщиной мелкодисперсного связующего на один из формообразующих слоя был реализован и при создании элементов. градиентных пористых структур с помощью Разработанная технология имеет два самораспространяющегося ограничения: она не может быть применена, высокотемпературного синтеза (СВС).

когда температуры спекания используемых Уменьшение толщины мелкодисперсного слоя порошков сильно различаются, максимальная позволило существенно повысить комплекс величина коэффициента проницаемости свойств проницаемых материалов.

ограничена размером частиц, из которых Оригинальный, хотя и не получивший изготавливается подложка. Эти ограничения до настоящего времени применение на были преодолены при разработке технологии практике, метод создания двухслойных получения порошково-волокновых материалов материалов, основан на ионно-плазменном путем нанесения на волокновые частицы, с напылении в вакууме порошковой подложки с помощью связующего, мелкодисперсных введенными в поверхностные поры частиц того же грансостава из которого порошковыми частицами удаляемого изготавливается фильтрующий слой. впоследствии агента. Данный способ позволяет Другая разработанная в лаборатории получить на поверхности пористой подложки технология, позволяет обойти первое из тонкое непрерывное покрытие, имеющее приведенных выше ограничений путем открытую пористость, частицы напыленного изготовления обоих слоев (и фильтрующего, и слоя имеют хороший контакт с частицами подложки) из порошка одной фракции, подложки и между собой.

используя при изготовлении подложки Разработанные технологии защищены порообразователь. Отличительной пятью патентами Республики Беларусь на особенностью разработанного способа является способы получения пористых материалов и предварительное изготовление гранул, изделий.

образованных порошком и порообразователем, СЕКЦИЯ 4. ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯ ПОРОШКОВЫХ ИЗДЕЛИЙ (МАТЕРИАЛЫ ТРЕНИЯ, ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЕ ПОРИСТЫЕ, КОНСТРУКЦИОННЫЕ И ДР.) АНТИФРИКЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ НА ОСНОВЕ ДИСПЕРСНО УПРОЧНЕННОЙ МЕДИ ДЛЯ ПАНТОГРАФОВ ЖЕЛЕЗНОДОРОЖНОГО ТРАНСПОРТА Богатов А. С., Степанчук А.М., Шымкив Н.С.

Национальный технический университет Украины "КПИ" 030056, Киев-56, пр-кт Победы, 39, astepanchuk@iff.kpi.ua В настоящее время достаточно широкое технологическим схемам – прессованием с применение находят порошковые материалы последующим спеканием и горячей штамповкой.

антифрикционного назначения и среди них Свойства полученных материалов токосъемники пластины изучались в сравнении со свойствами серийных (контактные пантографов) движущегося транспорта. производства России (ВЖ3П) и Чехии (МГ-478) Последние работают в сложных условиях (табл.1).

воздействия внешних атмосферных явлений и нагрузок. Такие материалы должны иметь наряду Таблица 1 - Характеристики материалов с высокой электропроводностью низкий Св-ва №1 №2 ГШ МГ ВЖ3П, коэффициент трения, высокую износостойкость и 23– 23– 22– – – ряд других специальных свойств. Таким 24 Омм -8 требованиям в некоторой степени обладают НВ, МПа 550 600 740 – материалы на основе графита, меди, железа или их Коэф. тр.

смеси с легирующими добавками. Усложнение 0,3 0, 0,26 0,23 0, условий эксплуатации пантографов связанных с Износ мат.

увеличение скоростей скольжения, требует 9,9 3,2 2, Gх103, г/км 3,9 38, усовершенствования нынешних материалов или Износ КТ, разработки новых. Одним из путей решения этой Gх103, – 0,5 3,7 0,7 7, проблемы является улучшение эксплуатационные г/км свойства изделий антифрикционного назначения за счет дисперсного упрочнения материала Результаты исследования исходных порошков.



Pages:     | 1 |   ...   | 3 | 4 || 6 | 7 |   ...   | 10 |
 



 
© 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.