Исследование диффузии и схватывания металлов и сплавов при нагреве и сжатии в вакууме » Ремонт Строительство Интерьер

Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Исследование диффузии и схватывания металлов и сплавов при нагреве и сжатии в вакууме

19.05.2021

Как показали проведенные нами исследования, можно получать весьма плотное соединение (сращивание) металлических образцов при их сжатии и нагреве в вакууме при температурах, находящихся намного ниже точки плавления. Этот метод соединения можно использовать для практического применения в промышленности, а также для исследования процесса диффузии.

Рассмотрим технику проведения экспериментов и некоторые результаты исследования процессов диффузии.

Одну из плоскостей исследуемых образцов цилиндрической формы подвергали шлифованию и полированию. Тщательно обезжиренные и промытые спиртом образцы помещали на подставку приспособления, позволяющего сообщать образцам общую нагрузку до 10 кг, или в установку, где нагрузка, действующая на образцы, может быть доведена до 1000 кг.

Чтобы предотвратить схватывание образцов с подставкой и надавливающим штоком, устанавливали прокладки из тонкой слюды толщиной около 0,01 мм.

Величина условного удельного давления, определяемая как отношение нагрузки на образцы к площади образцов, могла составлять в описанных выше устройствах 0,05—10 кг/мм2 при диаметре образцов 12 мм и увеличивалась соответственно до 0,2—40 кг/мм2 при уменьшении диаметра образцов до 6 мм. Образцы в вакууме можно было нагревать до 1100—1300 °С.

Исследование образцов из железоуглеродистых сплавов, контактирующих с техническим железом, позволило установить, что при удельном давлении 0,2—0,5 кг/мм2 и выдержке в течение нескольких минут даже при температуре, составляющей около 0,3 Тпл, происходило настолько прочное соединение образцов за счет диффузии, что их не удавалось отделить один от другого.

После охлаждения образцов до комнатной температуры и извлечения их из вакуумной камеры образцы разрезали перпендикулярно плоскости контакта. В плоскости разреза приготовляли металлографический шлиф. Путем исследования этого шлифа определяли зону диффузии.

На рис. 303 приведены микрофотографии структуры в зоне контактирования образцов технического железа и стали 45 стандартного состава после нагрева в вакууме до 1000 °C со средней скоростью около 50 °С/мин, выдержки. 20 мин. и охлаждения до комнатной температуры.

Из рис. 303 следует, что образец железа насыщается углеродом из образца стали 45, участок которого, примыкающий в зоне контакта, соответственно обедняется углеродом.

Характер диффузионного процесса в зоне контактирования образцов чистого молибдена и никеля показан на рис. 304. Образцы из чистого молибдена и никеля после 20-мин. выдержки в вакууме при 900 °С и удельном давлении 0,5 кг/мм2 были охлаждены до комнатной температуры и разрезаны поперек. Затем по плоскости разреза был приготовлен металлографический шлиф. Для выявления микроструктуры шлиф был вторично нагрет в вакууме до 900 °C и выдержан 5 мин.

Одним из способов определения размеров диффузионной зоны может служить измерение микротвердости по плоскости разреза образца, проходящего через зону контактирования.

Графики изменения твердости представлены на рис. 305; по ходу изменения твердости можно судить о протяженности зоны диффузии.

На рис. 306 приведены микрофотографии зон диффузии углерода в контактирующих образцах технического железа и стали с 1,48% С при напряжениях о = 1,5 кг/мм2 (рис. 306, а) и а=15 кг/мм2 (рис. 306, б). Выдержка при нагреве до 800 °C составляла 30 мин. Для сравнения на рис. 306, в и г даны микрофотографии участков соприкосновения образцов тех же составов и при таких же напряжениях и длительностях выдержки, как и в предыдущем случае, но при нагреве на 900 °C. Следует обратить внимание на то, что в первом случае (рис. 306, а и б) происходила диффузия углерода в a-фазу железа, тогда как при нагреве до 900 °C (рис. 306, в и г) диффузия углерода происходит в у-железе.

На рис. 307 графически показано влияние величины сжимающих напряжений на ширину зоны диффузии углерода в техническом железе при 800, 850 и 900 °C и выдержке в течение 30 мин. в вакууме.
Исследование диффузии и схватывания металлов и сплавов при нагреве и сжатии в вакууме

Резкое снижение скорости диффузии углерода, как это можно видеть по уменьшению протяженности диффузионной зоны по мере увеличения сжимающих напряжений, может быть объяснено деформацией кристаллической решетки железа, вызывающей затруднения для перемещения атомов углерода, а также влиянием объемного эффекта, связанного с науглероживанием.

Проведенные нами опыты по изучению схватывания показали, что при контактировании сферической поверхности одного образца с плоскостью другого величина отпечатка тем больше, чем меньше твердость более мягкого из исследуемых образцов. Размер этого отпечатка для данного материала определяется создаваемой нагрузкой, температурой опыта и продолжительностью выдержки. На рис. 308 показано расположение образцов при изучении процесса схватывания. Под действием нагрузки P возникает зона контактирования образца 1, имеющего сферический торцовый участок, с образцом 2, имеющим плоскую полированную поверхность. В участке контактирования неизбежно возникает необратимая деформация, приводящая к появлению зоны диаметром D0 на сферической поверхности образца и круглого отпечатка на плоском образце 2.

По мере увеличения нагрузки на образцы возрастает контактная поверхность, а также увеличивается удельное давление на проекцию площади контакта. Последнее связано с деформацией обоих образцов при нагреве и сдавливании. Эти выводы и экспериментальные результаты согласуются с данными, приведенными М.Ю. Бальшиным, основанными на представлении о том, что критическое давление в зоне контакта ок примерно одинаково при малых и больших нагрузках и равно твердости материала по Мейеру. Однако следует отметить, что контактирование образцов при нагреве вызывает возникновение контактной площадки, имеющей размеры, зависящие от характера деформационных процессов в исследуемых материалах при температуре опыта.

При исследовании закономерностей схватывания при различных температурах и одинаковой продолжительности выдержки образцов под нагрузкой в течение 5 мин. нами установлено, что по мере роста нагрузки снижается температура, при которой наступает схватывание. Это отчетливо видно из рис. 309, на котором приведена зависимость так называемого порога схватывания от давления, прикладываемого к плоским образцам из твердого сплава Т15К6 и закаленной и отпущенной быстрорежущей стали P18, контактирующих с торцовыми участками сферической формы образцов из сплава типа нимоник и стали 45. На рис. 310 показано изменение диаметра отпечатков D0 при различных нагрузках Р.

Снижение порога схватывания по мере повышения давления на образцы (рис. 309) может быть объяснено увеличением площади контакта и возрастанием числа отдельных микроучастков, в пределах которых возникает взаимодействие контактирующих образцов.

Ценная особенность метода исследования схватывания при нагреве в вакууме — возможность удаления газов, адсорбированных и окклюдированных поверхностью образцов путем их прогрева при 800—1000 °C до контактирования. При этом происходит также частичная диссоциация окислов, имеющихся на поверхности образцов до их установки в вакуумную рабочую камеру.

Следует отметить, что нередко возникающее схватывание образцов при минимальных температурах и давлениях нарушается при снятии нагрузки и охлаждении. Это нарушение контакта можно объяснить двумя факторами:

1) упругим последействием материала образцов, приводящим к деформации в противоположном направлении, по сравнению с деформациями, происходящими в процессе сдавливания образцов;

2) различными объемными изменениями образцов при охлаждении, зависящими от физических свойств изучаемых контактирующих материалов.

Следует указать, что при исследовании процесса схватывания сталей при нагреве до температур выше фазовых превращений нередко нарушался контакт при охлаждении до температур превращения, что можно связать с изменениями удельных объемов в зоне контактирования.

При нагреве образцов, имеющих на поверхности пленки окислов, возникшие до установки образцов в рабочую камеру или образовавшиеся в процессе нагрева при недостаточном разрежении в вакуумной камере (порядка 10в-3 мм рт. ст.), температура начала схватывания и требующаяся для этого удельная нагрузка неизменно возрастали. Это можно объяснить необходимостью разрушения имеющейся на поверхности образцов окисной пленки.

Степень нарушения контактной поверхности после разгрузки под влиянием упругого последействия зависит от ряда факторов. В табл. 37 приводятся данные об упругой деформации контактирующих участков образцов различных металлов, характеризующейся отношением контактного напряжения ок к модулю упругости Е. Данная таблица составлена для значений ок, по данным Р. Гольма, а для модуля упругости E — по данным справочника Ландольт—Бернштейна.

Как следует из табл. 37, значения критического напряжения ок, являющегося числителем дроби ок/Е, растут быстрее модуля упругости Е. Например, ок вольфрама в 162 раза больше, чем свинца, а модуль упругости E выше всего в 22,5 раза. Поэтому упругая деформация контактирующих участков у вольфрама в 162 : 22,5 = 7,36 раза больше, чем у свинца.

Если принять, как предполагает М.Ю. Бальшин, что контактирование образцов происходит на выступах высотой от 100 до 1000 атомных слоев, то в соответствии с табл. 37 упругая деформация возникающая при разгрузке, будет составлять для свинца 0,14—1,4 атомных слоев, а для вольфрама соответственно 1,03—10,3 атомных слоев. При этом после снятия нагрузки значительная часть атомов, расположенных на поверхности образцов свинца, останется в контакте, т. е. в сфере действия атомарных сил, тогда как большинство атомов вольфрама в зоне контактирования будет выведено из взаимодействия.

Приведенные данные позволяют объяснить причины, вызывающие прочный контакт («слипание») при соединении концевых мер (плиток Иогансона), имеющих неровности на поверхности порядка 100 атомных слоев. При наличии грубо обработанных поверхностей (с неровностями до 10000 атомных слоев) слипания при соединении деталей не возникает. Однако при больших давлениях шероховатые поверхности могут прочно соединяться вследствие заклинивания отдельных выступов.

На рис. 311 приведены микрофотографии, показывающие поверхность плоских образцов стали марки 45 в зоне, подвергавшейся контактированию с образцом этой же стали, имевшим сферическую торцовую поверхность. Нагрузка составляла 10 кг, выдержка 10 мин. при нагреве в вакууме до температур: а) 700 °С; б) 800 °С; в) 900 °C. Эти микрофотографии показывают, что 10-мин. выдержка при 800 °C приводит к выявлению на полированной поверхности образца границ зерен, а выдержка такой же продолжительности при 900 °C вызывает перемещение отдельных зерен, что проявляется в образовании выпуклого рельефа.

При описываемых ниже исследованиях стойкости режущего инструмента были применены методы измерения твердости при нагреве в вакууме, а также использован способ определения схватывания при контактировании и нагреве образцов в вакууме и сопоставлялись внешний вид, вес и высота образцов, подвергаемых нагреву до различных температур и выдержке на воздухе и в вакууме. Кроме того, для получения данных о стойкости резцов из различных инструментальных материалов при обработке разных сталей и сплавов в лаборатории резания НИАТ проводились под руководством К.Ф. Романова испытания при прерывистом резании (фрезеровании). На рис. 312 приведены графики, иллюстрирующие влияние температуры нагрева на стойкость инструмента, изготовленного из быстрорежущей стали Р18 (рис. 312, а) или армированного пластинками твердого сплава марки ВК8 (рис. 312, б) при фрезеровании жаропрочного сплава типа нимоник.

Для получения сопоставимых данных режим резания сохраняли неизменным при испытании различных материалов. Подача составляла s = 0,11 мм/об, шаг tп = 1 мм, а ширина фрезерования B = 25 мм. Геометрия фрез (величина переднего угла у, заднего угла а, угла в плане ф. переходной кромки ф0 и вспомогательного угла ф0 указана на графиках

Твердость быстрорежущей стали Р18 в интервале от 550 до 800 °C снижается больше чем в четыре раза, тогда как твердость жаропрочного сплава типа нимоник уменьшается при этом всего на ~12% (рис. 312, а). При 680 °C оба исследуемых материала имеют практически одинаковую твердость. При скорости резания v = 10 м/мин режущие кромки фрезы имеют температуру 660 °С, стойкость фрезы при этом снижается до нескольких минут. По кривой изменения стойкости на рассматриваемом графике можно определить температуру, при которой оба материала становятся равнотвердыми и полностью исчерпывается повышенная твердость инструмента, определяющая его стойкость при резании.

По-видимому, для определения стойкости при прерывистом резании достаточно иметь данные о температурной зависимости твердости инструмента из быстрорежущей стали и обрабатываемого материала. Однако это заключение нельзя распространить на режимы резания того же сплава типа нимоник фрезами, армированными пластинками твердого сплава марки ВК8.

Из рис. 312, б следует, что в интервале температур от 500 до 1000 °C разность твердостей исследуемых материалов не уменьшается до нуля и твердый сплав сохраняет значительно более высокую твердость, чем сплав типа нимоник. Однако кривая, характеризующая стойкость фрезы, резко снижается при скоростях резания больше 20 м/мин, которым соответствует температура в зоне резания выше 650 °С.

В этом случае разность твердостей, определенная при нагреве в вакууме и отсутствии взаимодействия материала резца и обрабатываемого объекта с воздухом, не может служить критерием для оценки стойкости инструмента. Полученные нами экспериментальные данные опровергают утверждения, высказываемые в работе А.И. Бетанели, рекомендовавшего для определения стойкости резцов из твердых сплавов пользоваться данными разности твердостей инструментального и обрабатываемого материалов вплоть до ~ 1000 °C.

На стойкость инструментальных материалов, несомненно, оказывает влияние схватывание, вызывающее разрушение материала в зоне контактирования инструмента и обрабатываемой детали. Кроме того, при высоких температурах в зоне резания сказывается влияние окисления поверхности, возникающего в результате взаимодействия с воздухом.

Для дальнейших изысканий в области изучения факторов, влияющих на стойкость инструментальных материалов, а также выбора и научного обоснования оптимальных режимов резания методы высокотемпературой металлографии, несомненно, заслуживают серьезного внимания.

Имя:*
E-Mail:
Комментарий: