рефераты конспекты курсовые дипломные лекции шпоры

Реферат Курсовая Конспект

О влиянии газовой атмосферы и засыпки при спекании на свойства сплавов

О влиянии газовой атмосферы и засыпки при спекании на свойства сплавов - раздел Промышленность, Технология и свойства спечённых твердых сплавов Одной Из Технологических Задач В Ходе Операции Спекания Является Со­Хранение ...

Одной из технологических задач в ходе операции спекания является со­хранение заданного состава сплавов, который может при этом изменяться главным образом по содержанию углерода. Нарушение состава по углероду, особенно, если оно приводит к появлению в сплавах новых фаз, нежелательно, так как может существенно отразиться на свойствах сплавов.

Ниже рассматриваются возможные причины изменения содержания углерода в сплавах при спекании в атмосфере водорода.

Уменьшение содержания углерода иногда приписывается действию собственно водорода. Так, Дж. Мейер и В. Эйлендер наблюдали обезугле­роживание смеси карбида вольфрама с кобальтом в токе водорода во вре­мя предварительного спекания (при 800-1000 °С) спрессованных заготовок. Из термодинамических расчетов следует., что при этих, а также более высоких температурах, реакция обезуглероживания монокарбида вольфрама водородом (с образованием метана) не должна протекать, как это следует из кривой зависимости изменения свободной энергии реакции от температуры. Экспериментальная проверка этого положения показала, что при 800-1000 °С в сухом чистом водороде карбид вольфрама не теряет углерода.

Исследовал влияние водорода, содержащего различные количества влаги на потерю углерода карбидом вольфрама разной зернистости, и его смесью с 6 % Со, приведено Спригтсом. Автор указывает, что в то время как для относительно крупнозернистых порошков, подвергнутых лишь кратковременному (4 ч) сухому размолу, обезуглероживания в этих условиях не наступает, для более мелкозернистых порошков, подвергнутых мокрому размолу в течение 64 ч, происходит потеря углерода даже при использовании наиболее сухого водорода.

При прокаливании порошков карбида вольфрама в водороде, содержащем примеси влаги и кислорода, происходит обезуглероживание. Сте­пень обезуглероживания зависит от количества этих примесей, дисперсности порошка, температуры прокаливания. Для подвергнутых размолу порошков потери углерода даже в наиболее чистом водороде (содержание влаги 40-70 мг/м3, кислорода 3 × 10–4 %) достигает 11 %. С повышением температуры опыта от 850 до 1160 °С потери углерода резко возрастают во всех случаях, однако при 1400 °С они меньше, чем при 1160 °С. Последнее обстоятельство авторы объясняют загрублением порошков при столь высокой температуре прокаливания.

Учитывая все приведенные данные, можно сказать, что смеси WC–Co при спекании в водороде обезуглероживаются главным образом вследст­вие наличия в нем примесей паров воды или кислорода. Обезуглерожива­ние может протекать как при предварительном спекании – до 1000 °С, так и при окончательном – при более высоких температурах. Следовательно, чтобы свести к минимуму обезуглероживание спекаемых изделий, следует пользоваться, возможно, более сухим водородом, содержащим минимальное количество кислорода.

Карбид титана более устойчив против действия водорода, чем WC и поэтому нельзя ожидать аналогичного влияния водородной атмосферы при спекании на сплавы, содержащие карбид титана. Реакция взаимодействия карбида титана с парами воды с образованием ТiO по уравнению TiC + Н2О « ТiO + Н2 + С термодинамически возможна при относительно низких температурах, по крайней мере до 1500 °С, как это следует из рассмотрения кривой зависимости изменения свободной энергии реакции от температуры.

При взаимодействии карбида титана с водородом, содержащим при­меси влаги и кислорода, имеются потери углерода. Наиболее значительные потери углерода наблюдаются при температурах прокаливания 1160 и 1400 °С в зависимости от дисперсности порошка. При 1160 °С потери составляют 2-9 %, а при 1400 °С – 6-12%. Лишь при 850 °С и наиболее чистом водороде углерод практически сохраняется. В присутствии ко­бальта степень обезуглероживания карбида титана возрастает, и даже в наиболее чистом водороде при 1400 °С порошок карбида титана, размолотый в течение 48-96 ч, теряет 18-35 % углерода.

На основании этих данных можно предположить, что обезуглерожи­вание смесей (Ti, W)C + WC + Со при предварительном спекании в произ­водстве происходит за счет потери углерода карбидом вольфрама.

Технологическим приемом, направленным к защите изделий от нежелательного воздействия атмосферы печи, является применение так называемых засыпок (порошкообразных веществ), слоем которых покрывают заготовки и отделяют их от стенок контейнера (засыпка также предохраняет заготовки от слипания при спекании).

Состав засыпки выбирают таким образом, чтобы с ее помощью в непосредственной близости от спекаемого изделия создать наиболее благоприятную атмосферу. Для защиты изделий от обезуглероживающего действия влажного или содержащего кислород водорода (технический водород обычно содержит эти примеси) обычно применяют графитовую крупку. При взаимодействии измельченного графита с водородом вокруг заготовки создается атмосфера углеродсодержащих газов. Если, наоборот, заготовки легко подвергаются науглероживанию, то необходимо избежать соприкосновения их с графитовыми контейнерами. В этих случаях в каче­стве засыпки обычно применяют порошок плавленого оксида алюминия (так называемого электрокорунда или корракса) – тугоплавкого, инертного в этих условиях вещества. Однако при применении чистого оксида алюминия возможно и обезуглероживание. При соприкосновении с накаленными графитовыми контейнерами водород, хотя и обогащается углеводородом, но не всегда может нейтрализовать окисляющее действие примеси паров воды в водороде. В таких случаях для создания слабо науглероживающей атмосферы применяют смесь оксида алюминия с графито­вым порошком. При некоторых постоянных условиях спекания (количество примесей в водороде, скорость пропускания его через печь) можно подобрать нужные соотношения графитовой крупки и порошка оксида алюминия.

 

8.6. Характерные дефекты структуры твердых сплавов

Многие свойства спеченных твердых сплавов определяются не только составом и структурой, но и дефектами: макроскопической и микроскопической пористостью, микротрещинами, состоянием границ зерен, присутствием h-фазы, фазы графит и др.

Появление мелких пор обусловлено как особенностями уп­лотнения пористых твердосплавных заготовок в процессе спекания, так и попаданием посторонних примесей до размола или недостаточной степени измельчения. Неравномерная плотность по объему заготовки также влияет на характер уплотнения при спекании. Крупные поры образуются главным образом в результате непропрессовки изделий при использовании «жестких» гранул смеси, неравномерной плотности в объеме заготовки, попадания в готовые смеси крупных частиц от футеровки мельниды и размольных тел, пластификатора, легко возгоняющихся примесей, реаги­рующих с углеродом (Н2О, SiO2, CaO и др). При прессовании изделий со скосами пористость возникает из-за большой разницы в степени усадки (неравномерная степень уплотнения) при спекании основной части изделия и выступов. Область с повышенной пористостью, прилегающая к скосу, играет основную роль в снижении прочности изделия.

Механические свойства любого сплава резко понижаются с увеличением пористости. Особенно заметно падают: прочность (по экспоненте) при поперечном изгибе, ударная вязкость, предел усталости. Так, увеличение пористости на 0,1 % приводит к снижению предела прочности при изгибе на 15-20 %, коэффициента стойкости при резании на 20-25 %. Существующая в технических сплавах пористость снижает предел прочности при изгибе сплава ВК10 на 500-600 МПа, при этом коэффициент вариации повышается с 6-7 % до 11-15 %. Японские исследователи получили беспористые сплавы с 10 % кобальта с пределом прочности при изгибе 3500-3700 МПа вместо 2800 МПа (0,2 % (об.) пористости). Такое снижение объясняется концентрацией напряжений в порах, являющихся местами зарождения и распространения трещины при нагружении.

Аналогично влияет и увеличение содержания фазы графит в сплаве и появления h-фазы. Графитовые включения являются концентраторами напряжения в сплавах и источниками зарождения трещин, а h-фаза очень хрупкая.

Для получения малопористых сплавов рекомендуется применять двухстадийное спекание, которое обеспечивает на первой длительной стадии при температуре близкой к появлению жидкой фазы максимальное удаление газов и летучих примесей. Благодаря этому на второй кратковременной стадии спекания достигается максимальная плотность сплава, пористость их приближается к нулю, структура очень однородная с равномерным распределением карбидных фаз, отсутствием скоплений и отдельных крупных зерен, составляющих фаз сплава.

 

11. Раздел IX. Неоднородность свойств твёрдых сплавов.

Более 80 лет тому назад, когда в нашей стране впервые начали применять спечённые твёрдые сплавы, была отмечена значительная неоднородность их качества, полностью не устраненная вплоть до настоящего времени. Пластины одной марки сплава в одинаковых условиях работы различались эксплуатационной стойкостью в три-пять раз в зависимости от состава и условий их спекания.

Связано это с изготовлением изделий из спечённых твёрдых сплавов,которое характеризуется сложностью технологических процессов и большим числом (более 30) производственных переделов и операций, каждая из которых в какой-то мере влияет на качество полуфабрикатов и, в конечном счёте, на качество и однородность твёрдых сплавов. Заключительная операция – спекание сплавов – является наиболее ответственной и сложной и оказывает наибольшее влияние на свойства сплавов и их однородность.

На разных этапах спекания в зависимости от состава газовой среды и твёрдосплавной смеси в прессовках протекают многочисленные недостаточно изученные самопроизвольные физико-химические процессы, сильно осложняющие спекание сплавов и существенно влияющие на их состав, стуктуру и свойства.

Глубокое изучение зависимости свойств сплавов от различных технологических факторов, разработка новых марок сплавов и способов изготовления изделий, совершенствование технологических процессов и оборудования позволили за последние 20-25 лет значительно уменьшить степень неоднородности сплавов, но окончательно избавиться от неё до сих пор не удалось.

Согласно Т.У. на твёрдосплавные смеси допускаются колебания в содержании углерода от 0,25 до 0,45 масс.% в зависимости от марки сплава. Содержание кислорода в смесях не должно превышать 0,5 масс.%.

Фактически в ряде патрий смесей содержание кислорода и колебания содержания углерода превосходит допустимые Т.У. значения. Дефицит углерода в смесях ВК6 (без учёта возможного обезуглероживания сплава оксидами кобальта) достигает 0,5 масс.%, что во много раз превышает ширину двухфазной области для этой марки сплава.

По принятой технологии изготовления твёрдосплавных изделий дефицит углерода в карбиде вольфрама пополняется в процессе спекания самопроизвольным неравномерным науглероживанием их через газовую фазу углеродом засыпки, из графитового контейнера. В результате этого образуется неоднородность изделий по содержанию углерода, а следовательно, и по свойствам.

При спекании сплавов в среде водорода и в графитовых контейнерах создаются условия для неравномерного науглероживания изделий. Наиболее интенсивно науглероживаются изделия, расположенные ближе к стенкам графитового контейнера, и в значительно меньшей степени изделия, находящиеся в середине контейнера, которые более удалены от стенок контейнера и изолированы от них соседними иделиями. Таким образом, при существующих условиях спекания невозможно устранить неравномерное науглороживание изделий, спрессованных даже из идеальных двухкомпонентных смесей с теоретическим содержанием углерода в карбиде вольфрама без примесей карбида W2C, графита и оксидов кобальта.

В реальных твёрдосплавных смесях всегда содержится кислород в виде оксидов кобальта, т.к. окисляемость кобальта кислородом воздуха в настоящих условиях производства устранить нельзя. В изделиях из смесей ВК6 с содержанием до 0,5 масс.% кислорода при условии восстановления оксидов кобальта только углеродом сплава содержание углерода при спекании снижается на 0,2-0,4%, что способствует увеличению пределов колебания содержания углерода в изделиях.

Наилучшими свойствами (прочностью, износостойкостью и однородностью) обладают двухфазные сплавы WC-Co, не содержащие графит, и хрупкие тройные фазы ( η- фазы).

Свойства существенно зависят от состава связки.

В зависимости от месторасположения сплава в двухфазной области концентрационного треугольника W-C-Co (рис. 11.1) на верхней (Вгр.) или нижней (Нгр) границе по углероду прочность сплава ВК8 оказывается ниже (или равна) прочности сплава ВК6.

 

Рис. 11.1. Месторасположение сплавов в двухфазной области диаграммы W – C – Co (a) и зависимость предела прочности при изгибе сплавов ВК6 и ВК8 (б) при составе кобальтовой связки:

1 – растворимость WC в кобальте 2…3%; 2 – растворимость WC в кобальте 15…18%

 

Объясняется это тем, что растворимость вольфрама и углерода в кобальте значительно меняется от местоположения сплава. Чем больше растворимость (Нгр), тем менее пластична кобальтовая фаза, а следовательно и меньше прочность.

Свойства сплава зависят от состава фаз, т.е. от содержания углерода и вольфрама в кобальтовой фазе, которое меняется в двухфазных сплавах в широких пределах. Видимо оптимальными свойствами для различных условий работы обладают сплавы с содержанием углерода, соответствующие двухфазной области.

В связи с этим неоднородность по содержанию углерода в сплавах одной и той же марки, связанная с неодинаковым содержанием углерода в различных партиях смесей и условиями спекания изделий, изготовленных из одной партии смеси, а также неравномерность распределения углерода внутри каждого изделия обуславливают резкие колебания эксплуатационных свойств изделий. Устранение этой неоднородности позволило бы значительно повысить как эксплуатационные свойства, так и однородность свойств изделий внутри одной партии сплава.

 

12. Раздел Х. Исследования и контроль структуры и свойств спечённых твёрдых сплавов

Свойства спеченных твердых сплавов в значительной степени определяются их структурой, в связи с чем каждая партия любой марки сплава подвергается металлографическому исследованию, которое проводится на предварительно приготовленных шлифах. Обычно шлифы изготавливают по поперечному сечению (излому) образца сплава. Для выравнивания поверхности образцы затачивают на кругах из карбида кремния и осуществляют шлифование и полирование на специальных плоскошлифовальных станках. Сначала образец шлифуют карбидом бора зернистостью 8-12 по ГОСТ 3647, а затем алмазной пудрой разной зернистости от AM 14 до AM 3-5 согласно ГОСТ 9206, которую наносят на диски из серого чугуна в виде суспензии с этиловым спиртом. Полировку осуществляют алмазной пудрой марки AM 1 (ГОСТ 9206), нанесенной в виде суспензии с трансформаторным маслом на буковые диски. После протирки их спиртом образцы подвергаются исследованию согласно ГОСТ 9391–80. При исследовании шлифов твердых сплавов определяют степень пористости, наличие свободного углерода, фазы h1, характер распределения фаз (их однородность), толщину прослоек кобальтовой фазы, величину зерен карбидных фаз.

На нетравленом шлифе при увеличении в 100 или 200 раз определяют степень пористости и содержание структурно свободного углерода, сравнивая с микрофотографиями шкалы пористости ГОСТ 9391-80. Дальнейшее исследование шлифа проводят при увеличении в 1350 раз с применением иммерсионных объективов с использованием специально подобранного травителя на каждую фазу.

Подробно методика исследования приведена в монографии В.И. Третьякова.

Об эксплуатационных свойствах изделия из твердого сплава предварительно судят по свойствам полученных в отделе технического контроля (ОТК) предприятия. Чем большее количество свойств получено, тем более правильное представление можно сделать о работоспособности изделия, хотя не всегда это и совпадает.

Методы и методика определения практически всех физических, механических и режущих свойств спеченных твердых сплавов подробно описаны в монографии Третьякова В.И. Согласно ГОСТ 3882-74 на марки спеченных твердых сплавов в ОТК обязательно определяют химический состав, предел прочнсоти при изгибе, плотность, коэрцитивную силу и твердость.

Коэрцитивная сила является физической величиной, котрая определяется напряженностью размагничивающего поля, необходимого для доведения до нуля намагниченности или индукции. Для твердых сплавов величину коэрцитивной силы оценивают из выражения: , где - свободная энергия граничной поверхности; V – объемная доля включений (содержание карбидной фазы); Is – намагниченность насыщения кобальтовой фазы; d – размер карбидной фазы.

Коэрцитивную силу определяют по намагниченности на коэрцитиметре (типа ИКС).

Для испытаний от партии отбирают не менее 10-15 образцов определенного размера и массы. За величину коэрцитивной силы партии принимают среднее арифметическое значение, округленное до 1 эрстедметра (эрстед). По величине коэрцитивной силы качественно судят о зернистости сплава (размер карбидной фазы).

Испытания трехточечным поперечным изгибом образцов спеченных твердых сплавов является наиболее распространенным и массовым видом испытаний для оценки механических свойств, вследствии несложности изготовления образцов (штабик), быстроты и простоты испытания.

Испытания проводят на машинах высокой жесткости со специальным приспособлением. Предел прочности при поперечном изгибе рассчитывают по формуле: , где Мизг – максимальный изгибающий момент, W – момент сопротивления. Для образцов прямоугольного сечения: ; и , где F – разрушающая нагрузка; l – расстояние между опорами, b и h – ширина и высота образца.

Для удаления дефективного поверхностного слоя после спекания и придания заданной геометрии высокой точности образец шлифуют алмазным кругом. За показатель σизг принимают среднее африфметическое значение, округленное до 1 кгс/мм2, 10-15 образцов.

Твердость спеченных твердых сплавов по Роквеллу относится к статическим методам механических испытаний, при котором нагрузка передается путем создания контактного напряжения при медленном и непрерывном вдавливании алмазного наконечника при нагрузке 60 кг. Твердость измеряется условными единицами HRA = 100 – е, где ; Н и h – глубины внедрения наконечника под действием нагрузки; 100 – условное число; 0,002 – глубина перемещения наконечника. Каждый образец испытывают в 3-5 точках.

Возможно измерение твердости и по Виккерсу. Метод основан на том, что правильная четырехгранная алмазная пирамида с углом между гранями 1360 вдавливается в твердый сплав под определенной нагрузкой (10-50 кг). Затем измеряют диагональ отпечатка. От партии отбирают 3-5 образцов и проводят замер.

Твердость по Виккерсу HV (кг/мм2) рассчитывают по формуле: , где F – нагрузка, кгс; d – среднее значение измерения двух диагоналей отпечатка. За показатель твердости образца и партии принимают среднее арифметическое значение, округленное до 10 HV.

Плотность.

Определение плотности в порошковой металлургии сопровождает практически все исследования, связанные с установлением любых закономерностей и определением физико-механических свойств, являясь одним из основных методов контроля готовых изделий. Это объясняется тем, что свойства спеченных материалов в значительной степени зависят от их относительной плотности.

Абсолютную плотность определяют делением массы изделия (М, г) на его объем (V, см3) γр = M/V. Объем изделия определяют гидростатическим взвешиванием (можно расчетом) в дистиллированной воде.

Формула для расчета γр (г/см3) имеет вид: , где М1, М2, М3 – соответственно масса образца на воздухе, масса образца, покрытого защитной пленкой на воздухе, и масса образца, покрытого защитной пленкой, в жидкости, г., γж – плотность жидкости.

Для определения относительной плотности (γот) необходимо знать величину γк (плотность беспористого изделия).

(%)

Величины физических и механических свойств всех стандартных марок ВК, ТК и ТТК приведены в ГОСТ 3882-74 и монографии В.И. Третьякова.

Повлиять на свойства спеченных твердых сплавов можно за счет упрочнения термическим и силовым воздействием (объемная обработка).

Изменение напряженного состояния поверхностного слоя твердого сплава возможно с помощью алмазной обработки и поверхностного пластического деформирования (ППД) ударным действием твердых тел (в частности, виброобработкой).

Механизм упрочнения твердых сплавов термообработкой (ТО) состоит в следующем. При закалке дополнительное растворение W и С в Со повышает прочность и твердость связующей фазы. С увеличением предела текучести связующей фазы (твердости) уменьшается вероятность появления локальных пластических деформаций, предшествующих появлению микротрещин. Одновременно происходит уменьшение смежности и связанности кабидных зерен, а сами зерна WC, находясь в условиях всестороннего сжатия при более выском уровне напряжений, имеют меньшую прочность при растяжении. Более высокая прочность связки позволяет выдержать большее количество актов разрушения зерен WC и межзеренных границ WC – WC, энергия разрушения которых уменьшилась без возникновения магистральной трещины.

Долговечность твердосплавных изделий после ТО возрастает в несколько раз. Сверла при сверлении плат из стеклотекстолита показали в 1,4 раза выше стойкость. Штампы и высадочный инструмент работают в 1,5-2 раза дольше. Растет стойкость буровых коронок, камнеобрабатывающего инструмента, деревообрабатывающего инструмента и т.д.

Упрочняющая виброобработка коронок для бурения пород различной крепости повысила долговечность инструмента в 1,3 – 2,0 раза.

 

13. Раздел XI. Пути развития твердосплавной промышленности и достигнутые результаты

В настоящее время твердосплавная промышленность развивается по двум основным направлениям: 1) разработка новых составов и технологий сплавов; 2) совершенствование составов и технологий существующих спеченных твердых сплавов.

Основные исследования за рубежом и у нас направлены на обеспечение двухфазного состояния твердых сплавов, полное исключение из структуры сплавов пористости, получение сплавов с требуемой зернистостью, хотя задача эта достаточно трудная.

Особо много исследований проведено и проводится по влиянию размера зерна карбида вольфрама (сплавы ВК) на свойства твердых сплавов. Малые добавки VC, Cr3C2, TaC (0,1-2,0% масс) препятствуют росту зерна WC – фазы, повышают твердость, жаростойкость, но несколько снижают прочность. Лучший добавкой считается карбид тантала.

Двухфазное состояние сплавов пытаются обеспечавать за счет жесткого регулирования содержания углерода в твердосплавной смеси, заменой пластификатора на органические соединения (ПЭТ, ПВА), которые растворятся в размольной жидкости и не оставляют после выгорания в сплаве свободного углерода (зольный осадок). Спекание осуществляют в вакуумно-компрессионных печах при давлении 100-200 ат.

Особое внимание заслуживают исследования по получению ультрадисперсных и наноструктурированных твердых сплавов.

Нанопорошки вызывают интерес в силу своих ожидаемых свойств из-за размера. Один нанометр (нм) равен одной миллиардной части метра (10-9). Такой размер сравним с атомом или молекулой. При таком размере очень велика доля атомов, находящихся на поверхности, и доминирующее значение приобретают свойства поверхности частицы (кристаллита) материала и поверхностей раздела. Значительное увеличение доли атомов, находящихся на поверхности, приводит к непрогнозируемым изменениям свойств материала.

Новые технологические решения обуславливают получение материалов с отличающимися от обычных структурой, физическими и механическими свойствами.

По условной классификации особомелкозернистые сплавы подразделяются на субмикронные – размер зерна WC – фазы 0,5-1,0 мкм, ультратонкие – 0,2-0,5 мкм, наноструктурированные (нанофазные) – менее 0,1 мкм.

Производство субмикронных сплавов налажено в промышленном масштабе, а ультрадисперсные и наноструктурированные находятся в стадии разработки.

В настоящее время разработаны технологии получения нано- и ультрадисперсных порошков карбида вольфрама и смесей WC – Со, описанные в монографии Панова В.С., Чувилина А.М., Фальковского В.А. В то же время почти все авторы указывают, что из-за роста зерна карбида вольфрама при жидкофазном спекании удается получать только сплавы субмикронного класса. Отмечается, что спекание образцов из смеси WC – Со с размеом зерна карбида вольфрама 0,1-0,2 мкм при температуре 14000С в течение 1-2 мин. зерна увеличиваются до 1 мкм.

Наноразмерные смеси WC – Со получать удается, но остается вопрос их спекания для сохранения наноразмерного зерна WC из-за высокой скорости его роста за счет перекристаллизации через жидкую фазу. При спекании необходимо максимально уменьшить непрерывный нормальный рост зерен WC и полностью исключить аномальный рост крупных зерен при спекании.

Большинство авторов считает, что для получения высоких эксплуатационных свойств изделий размер зерен WC – фазы после спекания не должен быть более 30 нм, когда движение дислокаций невозможно. Пока удается даже с ингибиторами роста зерна получать только 70-200 нм.

Трудной остается задача и компактирования наноразмерных смесей WC – Со. Из-за большой величины межчастичного и внешнего трения, мешающего частицам свободно перемещаться и большим потерям давления прессования, имеются затруднения для использования традиционного способа прессования в стальной прессформе. Особо резко растет давление прессования для частиц менее 100 нм.

Сейчас разработано большое количество методов консолидации нанопорошков: 1) статическое прессование; 2) прессование в камере синтеза порошков (in-situ); 3) динамическое магнитно-импульсное; 4) изостатическое; 5) ультразвуковое компактирование; 6) виброформование; 7) интенсивная пластическая деформация; 8) прокатка в ленту и др.

Много работ посвящено разработке процесса спекания наноразмерных смесей WC – Со.

В связи с проблемами, возникающими при традиционном спекании, все больший интерес вызывают новые виды спекания: 1) микроволновое (MWS); 2) электроразрядное при плазменном нагреве под давлением (р2с); 3) высокочастотный индукционный нагрев (HFISHS); 4) электроразрядное спекание (SPS); 5) газовая экструзия; 6) горячее изостатическое прессование. Наиболее перспективным считается газовая экструзия и электроразрядное спекание (импульсный электрический ток).

Искровое плазменное спекание (метод SPS) – многообещающая технология XXI века. Это процесс, позволяющий проводить синтез при невысоких температурах и за короткое время, что позволяет подавить рост зерна. С помощью импульсного электрического тока происходит быстрое спекание (высокая скорость уплотнения) с точным контролем плотности и энергии. Система похожа на обычный аппарат горячего пресса без внешнего нагревательного элемента.

Кратковременый нагрев образца уменьшает рекристаллизационный рост и перекристаллизацию через жидкую фазу зерен WC при спекании, что способствует сохранению размера зерна WC – фазы в структуре сплава. В университете им. Н.И. Лобачевского пытались методом электроразрядного спекания получать наноразмерные твердые сплавы WC – Со при температуре ниже появления жидкой фазы (табл. 13.1), но получить теоретическую плотность сплава не удалось, хотя размер зерен WC сохранился.

Таблица 13.1. Плотность и микротвердость при спекании ВК8

Материал t 0С Скорость нагрева, 0С/мин Т, мин Плотность г/см3 Микротвердость (200 г) ГПа Микротвердость (2000 г) ГПа
ВК8 + VC 13,67 16,1 12,6
14,18 19,0 17,3
14,14 20,15 18,9
14,01 18,2 18,1
14,16 20,56 19,4
ВК8 + ТаС 14,27 18,5 16,5
14,57 18,1 16,9
14,71 19,2 18,8
14,70 19,5 18,9
14,57 18,2 16,9
14,36 18,1 17,5
          * ) теоретическая 14,89    

 

Большинство выпускающих сейчас марок твердых сплавов, несмотря на содержание легирующих добавок, препятствующих росту зерна карбидной фазы в процессе спекания по размеру зерна относятся к субмикронному классу: наши – ОМ, ХОМ, зарубежные К313, К314, МYG-30, 8UF, H10F, KF1, C91A, C88A, F1, F0 и др. Сплавы характеризуются сочетанием высокой твердости и удовлетворительной прочностью (табл. 13.2, 13.3). Значительно меньшее число фирм выпускают вольфрамо-кобальтовые твердые сплавы с ультратонкой и наноразмерной структурой. Ультратонкие твердые сплавы по прочности не уступают субмикронным, но значительно превосходят их по твердости, износостойкости и вязкости. Некоторые свойства ультратонких твердых сплавов приведены в табл. 13.2.

Таблица 13.2. Состав и свойства ультратонких твердых сплавов, выпускаемых инофирмами

Фирма Марка сплава WC Состав, % (мас.) легирующие добавки Со TRS, H/мм2 HV, кгс/мм2    
Carbide Alloy MG6 97,0 - 3,0
Corp., США MG12 MG20 MG30 94,0 87,5 85,0 - 2,5 + 6,0 10,0 15,0  
Hertel Kennametal AG, Германия KF1 93,0 1,0 6,0
Krupp Widia, Германия THM-F - - -

 

Таблица 13.3. Характеристика свойств ультратонких сплавов WC – 6% Co

Свойства и технологические параметры dWC, мкм
0,2 0,4 0,8
Состав, % (мас.) WC+0,6%VC+6%Co WC+0,6%VC+6%Co WC+0,2%VC+6%Co
tспек, 0С
Tспек, Ч
HV30, кгс/мм2
Нс, Э

 

Фирма Boart Int. получает сплавы WC – Со с различными ингибиторами с размером зерен WC – фазы 40-60 нм «жидкофазным» спеканием в вакууме за счет отработки режима размола, прессования и спекания. Карбид вольфрама используют плазмохимический, полученный синетзом WО3 в присутствии углеводородов. Размер зерен WC – 30-100 нм. Их покрывают солью кобальта из раствора с последующим водородным восстановлением. Вводят в смесь VC, Cr3C2, TaC (0,7-1,0%), полученные плазмохимическим методом, их диаметр 10-80 нм. Давление прессования – 80-170 МПа. Вакуумное спекание при 1320-14200С (зависит от содержания кобальта). Пористость А-0,02. Твердость и прочность высокие, хотя величина прочности не приводится. (Табл. 13.4)

Отличающаяся от описанной технология получения нанокристаллических порошков карбид вольфрама – кобальта разработана на фирме Nanodyne Inc. (США). Технология конверсионного распыления, названная Spray Conversion Process (SCP), включает основные операции: смешение водных растворов, в результате чего задается основной конечный состав композита порошков, сушку распылением, в процессе которой предшествующий водный раствор превращается в легкотекучий порошок с хорошими характеристиками, и реакцию между твердыми частицами в газовой фазе, в которой предшествующий порошок в высокотемпературном реакторе кипящего слоя превращается в нанокристаллический порошок WC – Со.

Таблица 13.4. Свойства нанофазных твердых сплавов (фирма Boart Int.)

Марка Со, % HV, ГПа KIC, МПа·м 1/2
Нано-6 21,8 9,3
Нано-8 18,0 9,5
Нано-10 17,2 10,4
Нано-15 15,0 12,6

Некоторые фирмы выпускают сплавы WC – Со с размером WC – фазы менее 0,3 мкм и приводят свойства при содержании кобальта 3-15%: HRA – 90,5-94,0; σизг – 3300-3900 МПа; σсж – 5300-7800 МПа, KIC – 7-16 МПа·м ½

В нашей стране ведутся работы по получению твердых сплавов WC – Со с ультрадисперсной и наноразмерной структурой. К ним относятся сплавы ВК6 «СМ» и ВК10 «СМ» с размером WC – фазы 0,2-0,5 мкм (табл. 13.5).

За счет использования плазмохимического карбида вольфрама, введения ингибиторов и оптимизации режима приготовления смесей получают ультрадисперсные сплавы.

Области применения: сверление абразивных материалов и закаленных сталей, волочение металлов, чистовая токарная обработка сталей повышенной твердости, содержащих Cr и Mn, а также «вязких» сплавов. Их используют для работы без СОЖ.

Сверла из ВК-10 «СМ» более чем в 2 раза работают дольше, чем из ВК6-ОМ.

Усовершенствованные особо мелкозернистые сплавы разработаны и выпускаются опытным заводом ВНИИТС под маркой «ВХ», «НС», «НСТ». «ВХ» - VC + Cr3C2; 3 ÷ 15% Со (например ВК – 3 ВХ и т.д.) Применяют взамен сплавов «М» и «ОМ». Твердость, как у «ОМ», и прочность на 20-30% выше. Наибольший эффект при обработке дерева. Сверла, развертки, метчики, дисковые прорезные фрезы.

«НС» - ВК6 «НС» и ВК8 «НС», особомелкозернистые сплавы с высокой твердостью. Однородная структура. Мелкозернистый порошок вольфрама. Применяют взамен «М».

«НСТ» - ВК6 «НСТ» и ВК8 «НСТ». Аналогичны «НС», но с добавкой ТаС.

Субмикронные сплавы группы «ЛГ» от ВК3 до ВК15.

Берут плазменный вольфрам 0,2-0,5 мкм, добавляют ингибиторы роста и получают легированный карбид вольфрама зернистостью 0,5-0,7 мкм. В сплаве размер WC – фазы меньше 1 мкм. Нс в 1,5 раза больше, чем у «ОМ». Высокие прочность и твердость. ВКЗ «ЛП» сплавов имеет HRA – 94-94,5 (2260 HV).

Таблица 13.5. Свойства ультрадисперсных сплавов (ФГУП ВНИИТС) *

Сплав WC – Со, % Со Свойства Твердость HRA (HV) Прочность при изгибе Н/мм2 Вязкость разрушения, KIC, МПа·м 1/2
Плотность, г/см3 Коэрцитивная сила, кА/м
14,75 39,2 93,4 (2000) 13,8
14,35 32,0 92,5 (1750) 16,1

 

В институте физики высоких давлений разработаны основы поведения порошковых материалов при высоких гидростатических давлениях до 100 кбар. Создана новая и дешевая технология для получения композиционных материалов с заданными свойствами, в которых используются ультрадисперсные порошки (500-5000 Å) в качестве добавок (20-30%) к микронным порошкам (1-5 мкм), и обработка порошковой непластифицированной смеси осуществляется высоким гидростатическим давлением 10-15 кбар. Получается однородная высокодисперсная микроструктура. В каждой частице создается большое количество дефектов (до 5·10 см3), концентрация которых и их распределение в объеме частицы регулируется в процессе компактирования и спекания исходного порошка. Такой материал обладает новыми физическими свойствами и эксплуатационными характеристиками.

Создаваемые напряжения в частицах порошковой заготовки при комнатной температуре (р = 10-15 кбар) сохраняются при дальнейшем спекании материала в водороде или вакууме, влияя на свойства получаемого материала.

Свойства ВК8, полученного по вышеописанной технологии следующие: σсж – 530 кгс/мм2 вместо 400 кгс/мм2, σизг – 220 кгс/мм2 (150 кгс/мм2) и удивительное укорочение образца по длине при его сжатии без разрушения – 4% вместо 0,5%.

Примеры применения ультрадисперсных и нанофазных твердых сплавов при точении, сверлении, фрезировании абразивно-твердых и вязких материалов без применения охлаждающих жидкостей показывают перспективность их использования в более жестких условиях, по сравнению с субмикронными, хотя остается много нерешенных вопросов.

 

Достигнутые результаты.

В Калифорнийском университете г. Беркли, штата Калифорния, США, профессор Ричард Фулрас (Richard M. Fulrath) усовершенствовал блок нагрева сканирующего микроскопа JSM-U3, что позволило повысить температуру нагрева и наблюдения за образцом до температуры 1600оС, рисунок 13.1.

На рисунке 13.1. блок нагрева, установленный для построения температурной зависимости: температура, измеренная прибором – температура на поверхности образца. Справа на рисунке аппаратурный шкаф. В шкафу вверху, стрелочный потенциометр для дистанционного наблюдения за температурой, ниже приборы: для измерения вакуума; регулирования тока и напряжения на фильтре электронов термоэмиссии для отделения вторичных от тепловых; блок регулирования скорости нагрева оС/мин и трансформатор. На столе, в центре, блок нагрева, над ним – пирометр, слева - регулятор накаливания спирали пирометра, под столом – диффузионный и форвакуумный насосы.

Рисунок 13.1. Блок нагрева.

Впервые Леонард Фрошауер (Leonard Froschauer) и Ричард Фулрас провели наблюдение за процессом спекания частиц WC – Co. Несмотря на то, что эти исследования были проведены в 1974 году и были представлены в “Journal of Materials Science”, ни в США, ни в одном учебнике в России, они не упоменаются.

Это первая публикация.

В режиме “in situ”, на рисунках 13.2 ÷ 13.6, представлено поведение смеси частиц 90 масс % WC – 10 масс % Co, при нагреве до 1415оС. Размер частиц WC – 10 ÷ 20 мкм. Размер частиц кобальта в тех же пределах. Порошки карбида вольфрама и ковальта смешивали в этаноле 24 часа, в заданном соотношении, пластифицировали, прессовали, отжигали в смеси гелия с 4% водорода при 800оС, в течение 1 часа, а затем помещали в блок нагрева и проводили нагрев и наблюдение.

Рисунок 13.2. Поверхность при 1105оС. Светлое - WC, темное – Co.

На рисунке видно, что распределение частиц Со подчиняется закону случайного распределения. Есть участки пустые, есть участки скопления частиц кобальта.

Рисунок 13.3. Поверхность при 1225оС. Светлое - WC, темное – Co.

Сравневая рисунки 13.2 и 13.3 можно заключить, что никаких видимых изменений при нагреве на 120оС не произошло.

Рисунок 13.4. Поверхность при 1325оС. Возникновение жидкой фазы.

Сравнивая рисунки 13.3 и 13.4 можно сделать вывод, что в результате плавления на месте частиц кобальта, образовались поры, и произошло перемещение частиц карбида вольфрама.

Подъём температуры до 1415оС сопровождается увеличением количества жидкой фазы, за счёт растворения частиц WC, рисунок 13.5. Следует обратить внимание на тот факт, что растворение зёрен WC идет ступенчато и вдоль определенных граней кристаллов WC. Можно предположить, что растворение кристаллов WC, аналогично их окислению. По данным Бобылева скорость окисления граний WC не одинакова. Скорость реакции на плоскости (100) в 6÷7 раз выше, чем на плоскости (111) и (110).

 

Рисунок 13.5. Поверхность при 1415оС. Растворение - осаждение.

Рисунок 13.6. Поверхность при 1415оС. Растворение – осаждение, через 4,5 минуты.

Сравнивая рисунки 13.4, 13.5 и 13.6 можно заметить колебания размеров пор. Сначала уменьшаются, а затем начинают рости.

Общепринято считать, что при жидкофазном спекании поры должны заростать.

Такое не постоянство в поведении пор на поверхности образца можно объяснить тем, что частицы на поверхности ведут себя по-другому, чем частицы, расположенные внутри образца. Частицы на поверхности имеют меньше степеней свободы, т.к. не уравновешены со всех 3-х сторон. Общим в поведении частиц на поверхности и внутри будут только те процессы, которые не зависят от числа степеней свободы.

Такими процессами будут: образование каркаса зерен WC и размер манжетки жидкой фазы. На рисунке 13.7 частицы WC и Co до возникновения жидкой фазы. На рисунке 13.8 в первую секунду образования жидкой фазы.

Рисунок 13.7. Частицы до возникновения жидкой фазы.

Рисунок 13.8. Частицы после возникновения жидкой фазы.

На рисунках 13.7-13.8 запечетлён процесс возникновения манжетки жидкой фазы и сращивания двух зерен WC.. Если размер зёрен WC в диапозоне 10÷20 мкм, то можно оценить: r, r1, R, φ и θ, рисунки 13.9-13.11.

Рисунок 13.9. Частица никеля между двумя зернами TiC.

Рисунок 13.10. Возникновение манжеты между зернами TiC.

Рисунок 13.11. Определение угла смачивания.

Сращивание двух карбидных зерен в момент возникновения жидкой фазы, рисунок 13.12.

Рисунок 13.12 Сращивание зёрен WC (фрагмент рис. 13.7-13.8).

В отечественной литературе содержатся ошибочные сведения об изменении плотности порошкового образца при жидкофазном спекании в зависимости от температуры нагрева. Ошибочные сведения и на Интернет-сайте: http://nayilz.narod.ru/PorMet/specanie.html.

Не вдаваясь в подробности, достаточно отметить, что на графиках изображены непрерывные кривые, в то время как, ось ординат обозначена дескретной величиной или ∆П (изменение пористости) или ∆θ (изменение плотности), хотя графики функций пахожи друг на друга как близнецы. На рисунке 13.13 изменение плотности от температуры нагрева для смесей с содержанием кобальта 2, 4, 6 и 10 масс %, выполненные Леонардом Фрошауером. Вертикальная сплошная линия соответствует температуре возникновения жидкой фазы - 1325оС, пунктирная линия – это предельная температура нагрева, после которой автор производил изотермическое спекание.

Рисунок 13.13. Изменение плотности при нагреве смесей с разным содержанием кобальта (2, 4, 6 и 8 масс %).

Обращает на себя внимание твёрдофазное спекание смесей WC-Co. Для всех смесей уплотнение происходит практически с одинаковой скоростью dρ/dT.

Твёрдофазное спекание и поведение частиц на поверхности и внутри образца изучено на системе 80 масс % TiC -20 масс % Ni. Размер частиц TiC менее 10 мкм, размер частиц Ni менее 7 мкм. На рисунке 13.14 представлена микроструктура после твёрдофазного изотермического спекания при 1150оС, в течение 180 мин. Относительная плотность -71 %. Исходная плотность перед нагревом – 60 %.

На микроструктуре видны «язычки» - это диффузионно вязкое течение твёрдого раствора на основе никеля по поверхности частиц карбида титана. Можно заметить 4 процесса: 1) изменение формы частиц никеля; 2) сращивание зёрен TiC; 3) образование плотно соединенных никелем частиц TiC – это блокообразование и будущий центр возникновения жидкой фазы; 4) результат трёх процессов – разуплотнение частиц по сравнению с исходным, прессованным состоянием.

а) Увеличение 1000 б) Увеличение 1000 х 1,75

Рисунок 13.14. Диффузионно вязкое течение твёрдого раствора по частице TiC.

На рисунке 13.15. представлена микроструктура после быстрого (за 7 минут) нагрева до 1200оС. Температура образования жидкой фазы 1280оС. Относительная плотность – 72,8 %. Исходная плотность перед нагревом – 60 %.

Рисунок 13.15. Диффузионно вязкое течение при быстром нагреве.

Скоростной нагрев не позволяет достичь равновесия при диффузионно вязком течении, что приводит к формированию совершенно другой микроструктуры. Этот рузультат можно считать предпосылкой к развитию способов высокоскоростного спекания.

Поведение частиц внутри образца в момент образования жидкой фазы представлен на шлифе, сделанном на глубине ~ 0,25 мм от поверхности, рисунок 13.16.

Рисунок 13.16. Поведение частич внутри образца в момент возникновения жидкой фазы. Серое – зерна TiC, светлое - твёрдый раствор на основе Ni.

Внутри образца на первой стадии перегруппировки происходит процесс блокообразования, сопровождающийся разуплотнением. Этот процесс назван «эффектом Фулраса, в честь проф. Ричарда Фулраса. Второй этап перегруппироваки будет сопровождаться уплотнением блоков. Квадратами выделены толщина расплава жидкой фазы между зернами TiC и капля, которая не растеклась по поверхности TiC. На первом этапе перегруппировки жидкость не обвалакивает зёрна TiC со всех сторон. Капля не растеклась, т.к. существует предельный размер, при котором когезионные силы сферической поверхности капли превосходят адгезионные. Другими словами краевой угол смачивания зависит от размера капли расплава. Это физическое явление названо «эффектом Ладберга», в честь сотрудника лаборатории Ричарда Ландберга (Richard Lundgerg), который первым обнаружил такую каплю на микроструктуре образца.

Экспериментально подтверждено различное поведение частиц на поверхности и внутри твёрдого сплава при возникновении жидкой фаз. Следовательно, в объёме спекаемого образца должна существовать некоторая переходная зона от одного процесса уплотнения к другому. Эта переходная зона самоуравновешивает различие в степенях свободы частиц, расположенных внутри и на поверхности образца. В рассмотренном примере эта зона не более 0,25 мм.

Новые технологические процессы.

В МИСиС в 1980 году, под руководством проф. Митина Б.С., теоретически обоснован, а в последствии экспериментально подтвержден способ спекания с двумя и более последовательно образующимися жидкими фазами – Авторское свидетельство СССР № 788 546, от 14. 08. 1980г. Решением ВНИИГПЭ информация об изобретении была запрещена к опубликованию в открытой печати. В 2000 году истёк срок запрета. В описании изобретения приведены примеры спекания порошковых систем: WC – Co – NiTi, W – Ni – Be, TiC – Ni – Ni3Al – NiAl.

В МИСиС в 80-х годах велись экспериментальные работы по «мокрому» прессованию. Им предшевствовали работы по установлению зависимости размеров частиц металлической связки и размеров пор, которые должны быть в прессованном образце, чтобы управлять процессом спекания – Авторское свидетельство СССР № 923 056, от 21.12.1981г. В таблице 13.6 приведены значения плотности прессованных твёрдых сплавов в зависимости от количества введенной жидкости по отношению к объёму пор в исходном прессованном образце.

Таблица 13.6. Плотности прессованных образцов, г/см3, от количества введенной жидкости.

Сплав сухое 20,0% 40,0% 60,0%
ВК6 6,0 6,8 6,1 5,8
ВК15 4,5 5,3 6,4 6,3
ВК20 5,0 5,7 6,4 6,3
Т15К6 5,1 6,4 6,9 5,2
Т14К8 4,2 5,3 6,4 5,5
Т5К10 6,9 6,3 7,2 5.8

 

Из таблицы 13.6 видно, что добавление 40,0% этанола вызывает повышение плотности всех твёрдых сплавов, кроме ВК6. Для ВК6 достаточно 20,0% от объёма пор для повышения плотности после прессования с 6,0 г/см3 до 6,8 г/см3. Из таблицы видно, что увеличение количества жидкости приводит к уменьшению плотности после прессования. Это объясняется теорией капиллярно пористого тела Алексея Васильевича Лыкова. Он установил, что жидкость с частицами твердого тела может образовывать два состояния. При малых количествах – это состояние защемлённой жидкости. При больших количествах – это состояние защемлённого воздуха.

В первом случае жидкость выступает как смазка, облегчая перемещение частиц под прессующим пуансоном.

Во втором случае жидкость блокирует пузырьки воздуха, находящиеся между частицами, поэтому при прессовании плотность не увеличивается. Теория капиллярно пористого тела основана на лиофильной жидкости.

На кафедре разработан способ «мокрого» прессования с лиофобной жидкостью. Она ведет себя по-иному. Эти исследования только начаты в 2011 году и требуют дальнейшего изучения.

Повышение плотности после прессования, при прочих равных условия, приведет на превом этапе перегруппировки к образованию меж блоковых пор менеьшего размера (смотрите рисунок 13.16). Для завершения второго этапа перегруппировки потребуется меньше времени, сократится и время процесса растворение – осаждение. Сокращение времени процесса растворение – осаждение позволит сохранить мелкий размер частиц карбида, который был в исходной смеси.

В 2004 году «мокрое» прессование получило дальнейшее развитие и теоретическое обоснование, основанное на теории капиллярно пористого тела А.В. Лыкова.

Были разработаны различные способы «мокрого» прессования и конструкции устройств для его осуществления: Патент RU № 2 275 274 С1, Патент RU № 2 321 474 С1, Патент RU № 2 323 803 С1, Патент RU № 2 442 674 С1. Мокрое прессование позволяет существенно снизить потери давления на внешнее трение при прессовании в стальной пресс-форме, увеличить равноплотность в объёме прессовки, уменьшить износ матрицы.

Наиболее совершенный способ «мокрого» прессования представлен в Патенте RU № 2 476 293 С2. В нем предложено размещать форсунку, распыляющую жидкость, на внешней стороне бункера дозатора.

Работа устройства. Бункер дозатор заполняет полость матрица гранулированной смесью, затем отьезжает со стола, выравнивая порошок в матрице и убирая лишние гранулы, в тот момент, когда внешний край бункера находится посередине матрицы, можно впрыснут в неё необходимый объем жидкости. Таким образом, на введение жидкости не требуется дополнительного технологиского времени.

Был разработан способ удаления пластификатора сушкой, после «мокрого» прессования: Патент RU № 2 373 547 С1, - основанный на теории сушки А.В. Лыкова, рисунок 13.17.

Рисунок 13.17. Выделения пластификатора на поверхности образца.

На рисунке 13.17 видны сухие выделения пластификатора – синтетического каучука, которые удалены из объёма прессовки. Насколько полно удалился пластификатор сказать трудно, но одно очевидно, что при последующем обжиге выгореть с поверхности образца легче и быстрее, чем удалять его по поровым каналам изнутри капиллярно пористого тела.

Введение пластификатора в трёрдосплавную смесь осуществляют либо сушкой распылением, либо используют двух камерный дистиллятор. В МИСиС предложили вводить пластификатор фильтрацией через слой смеси на вакуумном фильтре. Этот процесс мало затратный, вводит пластификатор равномерно и без избытка. Он оформлен в качестве заявки на изобретение РФ № 2012118966 от 10.05.2012г.

Описания изобретений можно найти в «Яндекс» на Web-сайте: Роспатент / Реестры http://www1.fips.ru/wps/portal/Registers

 

Библиографический список:

1. Третьяков В.И. Основы металловедения и технологии производства спеченных твердых сплавов. – М.: Металлургиздат. – 1976 – 527 с.

2. Панов В.С., Чувилин А.М., Фальковский В.А. Технология и свойства спеченных твердых сплавов и изделий из них. – М.: МИСиС – 2004 – 462 с.

3. Киффер Р., Шварцкопф П. Твердые сплавы – М.: Металругиздат – 1957 – 664 с.

4. Лисовский А.Ф. Миграция расплавов металлов в спеченных композиционных телах – Киев – Наукова думка – 1984 – 256 с.

5. Савицкий А.П. Жидкофазное спекание систем с взаимодействующими компонентами – Новосибирск: Наука – Сибирское отделение – 1991 – 283 с.

6. Бабич М.М. Неоднородность твердых сплавов – Киев: Наукова думка – 1975 – 175 с.

7. Фальковский В.А., Клячко Л.И. Твердые сплавы – М.: Изд. дом Руда и металлы – 2005 – 415 с.

8. Чапорова И.Н., Чернявский К.С. Структура спеченных твердых сплавов – М.: Металлургиздат – 1975 – 248 с.

9. Гилле Г. Субмикронные и ультрадисперсные твердые сплавы – 15-й Планзее – семинар. Ройте (Тироль, Австрия) – 2001 – 330 с.

10. Richard M. Fulrath. Scanning Electron Microscopy to 1600оС. Report No LBL-804, Lawrence Berkeley Laboratory, University of California, Berkeley, CA, February 1972.

11. Leonard Froschauer and Richard M. Fulrath. Direct observation of liquid-phase sintering in the system tungsten carbide-cobalt. Report No LBL-3189, Lawrence Berkeley Laboratory, University of California, Berkeley, CA, October 1974.

12. Бобылев А.В. Химические и технологические свойства металлов. Справочник. - М.: Металлургия. – 1980- 181 с.

13. Лыков А.В. Тепломассобмен. Справочник 2-е изд. М.: Энергия 1978. 479с.

 

 


 

– Конец работы –

Эта тема принадлежит разделу:

Технология и свойства спечённых твердых сплавов

МИСИС... В С Панов В Н Шуменко Технология и свойства спеч нных твердых сплавов Учебноепособие...

Если Вам нужно дополнительный материал на эту тему, или Вы не нашли то, что искали, рекомендуем воспользоваться поиском по нашей базе работ: О влиянии газовой атмосферы и засыпки при спекании на свойства сплавов

Что будем делать с полученным материалом:

Если этот материал оказался полезным ля Вас, Вы можете сохранить его на свою страничку в социальных сетях:

Все темы данного раздела:

Технология и свойства спечённых твердых сплавов
    Учебноепособие     УДК 621.762   В пособии рассмотрены физико-химические особенности формования и спекани

Поведение заготовок после снятия давления
Рассматриваемый вопрос имеет большое практическое значение, так как от поведения заготовок после снятия давления и при извлечении их из пресс-формы в значительной степени зависит как успех операции

Импульсное прессование
Высокая скорость перемещения порошка (нач. V = 200 м/с, в отдельных условиях до 3 км/с) позволяет его называть еще и динамическим прессованием. Источники энергии: взрывчатые вещества (ВВ), сжатые г

Прокатка порошков
Суть заключается в том, что порошок из бункера под действием собственной тяжести подается к вращающимся в разные стороны валкам, захватывается ими за счет сил трения и, уплотняясь, формуется в лент

Мундштучное выдавливание
Впервые метод начал применяться в твердосплавной промышленности для изготовления сверл (З.А. Гольдберг). Суть способа – нагретую до пластического состояния спецзаготовку (с пластификатором) продавл

Хотите получать на электронную почту самые свежие новости?
Education Insider Sample
Подпишитесь на Нашу рассылку
Наша политика приватности обеспечивает 100% безопасность и анонимность Ваших E-Mail
Реклама
Соответствующий теме материал
  • Похожее
  • Популярное
  • Облако тегов
  • Здесь
  • Временно
  • Пусто
Теги