Разделы сайта

Читаемое

Обновления Nov-2017

Промышленность Ижоры -->  Керамические композиционные материалы 

1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 [ 72 ] 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106 107 108 109 110 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123

Таблица 6.1. Влияние времени химической обработки на массу АРК4 500/400

Время травления, мин

Масса исходных АРК4

Масса АРК4, обработанных смесью кислот НС1 и HNO3

Уменьшение массы, %

2,002

1,946

2,80

2,001

1,846

7,75

2,001

1,787

10,69

2,000

. 1,779

11,05

2,000

1,750

12,50

Таблица 6.2. Влияние продолжительности химической обработки на массу несгораемого остатка алмазного порошка АРК4 500/400

Время травления, мин

Масса несгораемого остатка, г

Массовая доля, несгораемого остатка,%

Массовая доля

неалмазной составляющей, %

Без хим. обработки

0,221

22,1

16,8

0,191

19,1

14,6

0,138

13,8

10,6

0,11

11,0

0,084

0,082

пактного сплава-катализатора). Поликристаллы представляют собой композиционный материал, состоящий из зерен алмазной фазы, металло-керамической связки и остаточного непрореагировавшего графита. Состав связки определяется применяемым сплавом-катализатором [1, 2]. Поскольку поликристаллический алмаз представляет собой композиционный материал, то его механические свойства зависят от свойств алмазного наполнителя, прочностных свойств металло-керамической связки и процессов взаимодействия на границе алмаз-связка. Влияние капиллярных характеристик сплава-катализатора на процесс синтеза алмазных поликристаллов было изучено ранее [3].

Настоящая работа посвящена изучению влияния состава и свойств сплава-катализатора на процесс синтеза и свойства поликристаллических алмазов карбонадо . Были изучены возможности путем легирования сплава-катализатора влиять на прочностные свойства поликристаллов алмаза и разработан состав сплава-катализатора, позволяющего синтезировать поликристаллы с повышенными прочностными свойствами.

Синтез карбонадо проводили в камерах высокого давления типа то-роид при давлении 8,0 ГПа из графита МГОСЧ. Температура синтеза составляла 1800...2000°С, вес получаемых поликристаллов - 0,8... 1,0 карат. В качестве катализатора использовали сплавы на основе никеля. Полученные поликристаллы дробили, рассеивали на фракции, проводили классификацию на вибростоле, химическую обработку и испытание на прочность по ГОСТ 9206-80.

Работа состояла из двух этапов. На первом этапе изучали влияние химической обработки на содержание металлической фазы и прочность поликристаллических алмазов, синтезированньгх при использовании катализатора-сплава Х20Н80М. Для изучения физико-механических свойств использовали порошок АРК4 500/400. Для достижения наиболее равномерного распределения поликристаллических алмазных порошков по коэффициенту формы, а следовательно, и по прочностным свойствам была проведена дополнительная классификация на вибростоле по номеру ячейки (1-11). Результаты классификации представлены ниже:

12 345678 9 10 И Массовая доля, %....... 2,2 2,3 4,6 8,0 11,7 12,5 13,0 19,3 13,4 10,2 2,8

Поскольку для сравнительных исследований рекомендуется применять однородный по форме порошок - для дальнейшего использования бьш отобран алмазный порошок из ячеек 4-10.

В работе была принята следующая методика. Алмазный порошок АРК4 500/400 подвергали травлению в кипящей смеси кислот НС1: HNO3 (3:1). Для определения эффективности травления алмазного порошка АРК4 и получения порошков с различным содержанием металлической составляющей проводили травление их в течение различного времени. Результаты по влиянию продолжительности процесса травления на потерю и остаточное содержание металлической связки (несгораемый остаток при следующих условиях отжига: температура 1200°С, время 1ч) представлены в табл. 6.1, 6.2.

Проведенная химическая обработка позволила получить алмазные поликристаллы с различным содержанием металлической составляющей -от 16,8 до 6,24%. Результаты по определению прочности алмазного порошка АРК4 500/400 с различным временем химической обработки представлены на рис. 6.1. Погрешность измерения при доверительной вероятности 95 % и числе измерений не менее 50 не превышала 6 %.

Из данных (см. рис. 6.1) следует, что снижение содержания металлической фазы в поликристалле приводит к снижению прочности поли-



кристаллического алмаза, т. е. металлическая связка оказывает существенное влияние на прочность композита в целом. Нужно отметить, что полностью вытравить металлическую составляющую при увеличении времени травления невозможно. Это значит, что включения сплава-катализатора находятся не только в межкристаллитном пространстве, но и внутри алмазных кристаллитов, т. е. в алмазном композите присутствуют как межкристаллитные, так и внутрикристаллитные включения сплава-катализатора.

На втором этапе бьши изготовлены и использованы различные сплавы-катализаторы, остальные условия получения поликристаллов бьши прежними. Исследования проводили на фракции АРК4 400/315. Несмотря на то, что наиболее часто применяемым для синтеза является сплав хрома с никелем с содержанием хрома 20 % (масс.) (Х20Н80), обоснования для выбора данного состава в литературе не представлено. Поэтому бьши приготовлены сплавы-катализаторы с различным содержанием хрома и углерода. Затем базовый сплав Х20Н80 легировали молибденом, титаном и танталом с целью установления зависимости по влиянию различных свойств сплава-катализатора на процесс синтеза и свойства поликристаллического алмаза.

Для синтеза карбонадо изготавливали стержни из сплава-катализатора диаметром 1,6...2,2 мм и высотой 2,5...4,0 мм методами порошковой металлургии по оригинальной технологии, разработанной на кафедре Высокотемпературных материалов . Требуемые количества порошков никеля (ПНК-0Т4), хрома (ХО) и углерода (МГОСЧ 40...50 мкм) смешивали в смесителе типа пьяная бочка и методом мундштучного формования готовили образцы для спекания

{d=2 мм, / = 30 мм). В качестве связую-

щего материала использовали парафин в

количестве 11...15%, который в виде стружки добавляли к тщательно перемешанной исходной смеси порошков. Затем, после перемешивания при темпера-60 Ь \ туре 90...100°С и подпрессовки при дав-

501- Ч лении до 100 МПа, полученную массу

4q I I продавливали через мундштук (степень

3 обжатия 86 %). Пластификатор из образ-Время обработки, ч удаляли путем отжига. Спекание об-

Рис. 6.1. Влияние химической об- разцов проводили при 1270 К в течение работки на прочность АРК4 500/400 3 ч В атмосфере гелия. Изменение объе-

80 70


ма рассчитывали по изменению линейных размеров спеченных образцов в предположении их идеальной цилиндричности. После спекания определяли содержание углерода в образцах системы Ni-Cr, не содержащих зашихтованный графит МГОСЧ, газообразным методом. Установлено, что остаточное содержание углерода составило 0,5...1,0% (масс).

Для установления закономерностей спекания исследовали системы Ni-Cr и Ni-Cr-C: изучение изменения фазового состава при спекании проводили рентгенофазовым анализом на установке УРС-2,0 в камере РГД-57, а также на дифрактометре ДРОН-3, используя отфильтрованное от р-линии Си -излучение.

Система никель-хром. Для этой системы характерно монотонное уменьшение усадки (AV/V) с увеличением содержания хрома до 40...45 % (масс.) (рис. 6.2, кривая 2), из-за образования твердого раствора Сг в Ni. При дальнейшем увеличении содержания Сг в системе, А К/К начинает возрастать и максимум приходится примерно на середину двухфазной области, в соответствии с диаграммой состояния, что объясняется максимальной межфазной поверхностью. Кривая 1 (см. рис. 6.2) отражает поведение образцов в присутствии некоторого количества остаточного углерода (0,5...1,0 %) и фактически следует рассматривать систему Ni-Cr-C с фиксированным содержанием углерода.

Ход кривых 1 п 2 (см. рис. 6.2) заметно различается при содержании Сг в системах > 45% (масс). Рентгенофазо-вый анализ, проведенный для образцов, содержащих 20, 50 и 75 % (масс.) Сг, позволил установить соответственно наличие: у-фазы, СГ7С3. СГ3С2; у-фазы, Cr23Cg, СГ7С3; у-фазы, Cr23Cg, а-фазы, где у-фаза - твердый раствор на основе никеля; а-фаза - твердый раствор на основе хрома. При сравнении данных рентгенофазового анализа спеченных образцов с фазами диаграммы состояния системы Ni-Cr-C вьшвилось совпадение их фазового состава при определенных соотношениях компонентов. Следовательно, можно предположить, что резкое ухудшение спекаемости образцов, полученных мундштучным формованием, с

Д г/к-100% 32


N1 20

40 60 80 Сг, % (масс.)

Рис. 6.2. Концентрационные зависимости усадки (ДК/К) образцов в системе Ni-Cr.

Условия спекания; I - Т= 1270 К-, т = 3 ч; 2 - Г= 1470 К, х = 1 ч [9]



А к/к-100%


Х20Н80 2

4 6 С, % (масс)


Х20Н80

15 20 25 30 Me, % (масс)

Рис. 6.3. Влияние углерода на усадку образцов (20 % Сг - 80 % N1) - С. Условия спекания; Г= 1270 К, т - 3 ч

Рис. 6.4. Концентрационные зависимости усадки (ДК/К) образцов систем (20 % Сг - 80 % Ni) - Me(Ti, Та, Мо). Условия спекания; 7= 1270 К, т = 3 ч

зованием крупнозернистого порошка графита в исходной порошковой смеси и, как следствие, с замедлением перехода системы в равновесное состояние.

Система никель-хром-металл (Ti, Та, Мо). Для исследованных систем характерно значительное ухудшение спекаемости образцов при небольших содержаниях металлов в исходных порошковых смесях (рис. 6.4). Это объясняется эффектом Френкеля, который заключается в увеличении пористости, вследствие различия парциальных коэффициентов диффузии компонентов, при растворении легирующих металлов в у-твердом растворе на основе никеля. При дальнейшем увеличении содержания металлов в порошковых смесях, ход концентрационных кривых относительно изменения объема различен, что связано с изменениями фазового состава при спекании. Данные рентгенофазового анализа для спеченных образцов этих систем представлены в табл. 6.3.

Система никель-хром-титан. Введение титана до 2 % (масс.) в порошковую смесь 80% Ni - 20% Сг приводит к быстрому ухудшению спекаемости образцов. При дальнейшем увеличении содержания Ti в порошковой смеси изменение объема образцов при спекании изменяется слабо. На образование карбида титана, количество которого зависит от содержания остаточного углерода в образцах, самого титана расходуется не более 2...4 % (масс). При дальнейшем увеличении содержания титана в исходной порошковой смеси, в спеченных образцах повышается содержание фаз Ni3Ti и незначительно TiC (предположительно за счет реакции: СГ7С3 + Ti TiC + (Cr)Ni), которые слабо влияют на спекаемость.

Система никель-хром-молибден. Для этой системы характерна наиболее сложная зависимость AV/V = f (% М) при спекании. На рис. 6.4

Таблица 6.3. Фазовый состав образцов в системах Ni-Cr-Me (Ti, Та, Мо)

Основа

Ti, %

Мо, %

Та, %

Фазовы11 состав

Y, СГ7С3

Y, TiC, NijTi, СГ7С3

Y, NijTi, TiC

Y, M02C, СГ7С3

80Ni+20Cr

Y, M02C, СГ7С3

Y, M02C, СГ7С3

Y, M02C, Ы1зМо

Y, TaC, СГ7С3

Y, Та

увеличением в них содержания хрома связано с изменением фазового состава, так как уже при содержании Сг>10% (масс.) образуется высший карбид СГ3С2. Дальнейший ход кривой 1 (см. рис. 6.2) связан с образованием СГ23С5 (~ 35 % Сг), а-фазы (~ 50 % Сг), с отсутствием у-твердого раствора (80...90 % Сг).

Таким образом, различная спекаемость образцов порошковых смесей системы Ni-Cr при наличии и отсутствии углерода (см. рис. 6.2) обусловлена, по-видимому, образованием карбидных слоев (кривая 7), которые препятствуют протеканию твердофазных диффузионных процессов.

Система никель-хром-углерод. В порошковую смесь (80 % Ni - 20 % Сг) -(0,5...1,0) Со(, (где С;. - аморфный углерод, продукт пиролиза парафина) вводили сравнительно крупнозернистый (~ 50 мкм) порошок графита МГОСЧ в количестве до 10 %. На рис. 6.3 представлена зависимость изменения объема образца (AV/V) от содержания углерода в порошковой смеси. Резкое ухудшение спекаемости при увеличении содержания углерода связано, по-видимому, с изменением количества карбидов в спеках. Нарушение монотонного изменения AV/V, проявляющееся при содержании углерода ~ 2,5 %, связано с появлением в образцах свободного углерода в виде графита.

Рентгенофазовый анализ спеков, содержащих 1 % С и 7 % С, показал соответственно наличие у-фазы, СГ7С3, СГ3С2 и у-фазы, СГ7С3, СГ3С2, графита. Некоторое отличие фазового состава спеченных образцов от представленного на диаграмме состояния связано, вероятно, с исполь-



1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 14 15 16 17 18 19 20 21 22 23 24 25 26 27 28 29 30 31 32 33 34 35 36 37 38 39 40 41 42 43 44 45 46 47 48 49 50 51 52 53 54 55 56 57 58 59 60 61 62 63 64 65 66 67 68 69 70 71 [ 72 ] 73 74 75 76 77 78 79 80 81 82 83 84 85 86 87 88 89 90 91 92 93 94 95 96 97 98 99 100 101 102 103 104 105 106 107 108 109 110 111 112 113 114 115 116 117 118 119 120 121 122 123

© 2003 - 2017 Prom Izhora
При копировании текстов приветствуется обратная ссылка