Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Методы повышения эксплуатационных свойств твердосплавного режущего инструмента. Цели и задачи исследований 16
1.1 Твердые сплавы, применяемые при обработке резанием 16
1.2 Причины потери работоспособности инструмента при обработке резанием 24
1.3 Критерии работоспособности режущего инструмента 33
1.4 Факторы, влияющие на стойкость режущего инструмента 35
1.5 Технологии нанесения функциональных покрытий для улучшения эксплуатационных свойств режущего инструмента. 39
1.6 Цель и задачи исследований. 50
Глава 2. Технологии и оборудование для нанесения функциональных диффузионных титановых покрытий из легкоплавких жидкометаллических растворов. Материалы и методики исследований 54
2.1 Технологии и оборудование для нанесения функциональных диффузионных титановых покрытий 54
2.2 Материалы, образцы и методика нанесения функциональных диффузионных титановых покрытий из среды легкоплавких растворов на инструмент, изготовленный из твердых сплавов типа ТК и ВК 60
2.3 Методики исследования образцов, свойств покрытий и покрываемого материала 62
2.4 Методики определения эксплуатационных свойств твердых сплавов 67
Глава 3 Кинетика формирования диффузионных функциональных покрытий в расплавах Pb-Bi-Lii 70
3.1 Факторы, влияющие на процесс формирования диффузионных функциональных покрытий в расплавах Pb-Bi-Lii 70
3.2. Влияние режима цементации на структурообразование поверхностного слоя сплавов ВК8 и Т15К6 76
3.3. Влияние режимов диффузионного насыщения и состава твердого сплава на характеристики покрытия. 85
3.4. Влияние режима диффузионного насыщения на состав и структуру покрытия . 102
3.5. Влияние термической обработки на эксплуатационные свойства твердосплавного инструмента с диффузионными титановыми покрытиями 118
3.6 Зависимость механических свойств твердых сплавов от режима диффузионного насыщения 127
Выводы по третьей главе 136
Глава 4 Исследование эксплуатационных свойств твердосплавного инструмента с функциональным диффузионным титановым покрытием . 139
4.1 Влияние диффузионных функциональных титановых покрытий на стойкость режущего инструмента при обработке материалов различных групп резания 139
4.2 Влияние диффузионных функциональных титановых покрытий на качество обработки труднообрабатываемых сплавов с высокой твердостью 145
4.3 Выбор твердого сплава и режимов диффузионной металлизации для увеличения стойкости режущего инструмента при обработке труднообрабатываемых материалов 147
4.4 Рекомендации по режиму термической обработки для увеличения стойкости изделий, имеющих диффузионные функциональные титановые покрытия 149
4.5 Результаты опытно-промышленных испытаний режущих твердосплавных пластин, имеющих диффузионные функциональные титановые покрытия. 149
4.6 Программно-математическое прогнозирование толщины и состава диффузионных функциональных титановых покрытий 150
Выводы по четвертой главе 154
Заключение 156
Список сокращений и условных обозначений 163
Список использованных источников 164
Приложение 1. Акт об использовании результатов кандидатской диссертационной работы 174
Приложение 2. Акт о проведенных испытаниях режущего инструмента, имеющего диффузионное титановое покрытие 176
Приложение 3. Текст программы по прогнозированию толщины покрытия и содержания в нем карбида титана на сплавах ТК 177
Приложение 4. Текст программы по прогнозированию толщины покрытия и содержания в нем карбида титана на сплавах ВК 179
- Твердые сплавы, применяемые при обработке резанием
- Методики исследования образцов, свойств покрытий и покрываемого материала
- Влияние режима диффузионного насыщения на состав и структуру покрытия
- Программно-математическое прогнозирование толщины и состава диффузионных функциональных титановых покрытий
Твердые сплавы, применяемые при обработке резанием
Твёрдыми сплавами называют материалы, состоящие из карбидов карбидообразующих элементов, таких как W, Ti, Ta, находящихся в металлической матрице, как правило, состоящей из Co. Производство этих материалов осуществляется при помощи технологии порошковой металлургии. Порошки, входящих в сплав элементов, прессуются и спекаются при температуре 1000…20000С. При спекании кобальт растворяет часть карбидов и плавится. Твердые сплавы изготавливают в виде пластин, которыми впоследствии оснащается режущий инструмент. Структура материала состоит на 80-95% из карбидных частиц. Материал обладает высокой плотностью (пористость не более 5%), твердостью в пределах 80-97 HRA, высокой износостойкостью в сочетании с высокой теплостойкостью (до 800-10000С), высоким модулем упругости (6,8105 МПа), пределом прочности на сжатие до 6000 МПа. Главный недостаток твердых сплавов – низкие прочностные характеристики и сложность изготовления сложнопрофильных инструментов [19-21].
В связи с дефицитом вольфрама и кобальта, разработана группа безвольфрамовых твердых сплавов (БВТС). В качестве основы сплавов данной группы используется карбид или карбонитрид титана, а в качестве связки (до 12…19%) – никель или молибден. Кроме того, в составе некоторых БВТС присутствует карбид ниобия. БВТС обладают высокой твердостью (87-94HRA), коррозионной стойкостью, окалиностойкостью, низким коэффициентом трения по стали и низкой склонностью к адгезии с обрабатываемым материалом. Из недостатков данной группы твердых сплавов можно выделить более низкий модуль упругости, чем у стандартных твердых сплавов, меньшую теплопроводность и ударную вязкость, что ведёт к невозможности их применения при ударных и циклических тепловых нагрузках. Основная область применения БВТС- чистовая и получистовая обработка сталей с высокой скоростью резания и небольшим сечением среза. [19-21].
По содержанию карбидов твердые сплавы можно разделить на четыре группы:
1. Однокарбидные сплавы. Эти сплавы относятся к вольфрамовой группе (WC-Co). Маркируются буквами ВК и цифрами, которые после буквы К – отражают содержание кобальта в процентах.
2. Двухкарбидные сплавы. Эти сплавы относятся к титановольфрамовой группе (WCiC-Co). Маркируются буквами ТК и цифрами, которые после буквы Т – отражают содержание карбида титана в процентах, после буквы К – отражают содержание кобальта в процентах.
3. Трехкарбидные сплавы. Эти сплавы относятся к вольфрамотитанотанталовой группе (WCiCaC-Co). Маркируются буквами ТТК и цифрами, которые после букв ТТ – отражают общее содержание карбидов титана и тантала в процентах, после буквы К – отражают содержание кобальта в процентах.
4. Безвольфрамовые твердые сплавы. К этой группе относятся сплавы, имеющие следующие основы: TiC-Ni-Mo (маркируются буквами ТН); TiCiN-Ni-Mo (группа КНТ)
Однокарбидные сплавы. Данные сплавы состоят из карбида вольфрама (WC) в кобальтовой матрице. Количество кобальта является определяющим для таких характеристик как твердость и прочность (чем больше кобальта, тем выше твердость, но ниже прочность), также на прочностные характеристики влияет размер карбидных зерен. При одинаковом составе твердых сплавов, твердость увеличивается при уменьшении размера карбидных включений, в то же время крупнозернистая карбидная фаза способствует увеличению вязкости [19,22]. Физико-механические свойства однокарбидных сплавов приведены в таблице 1.1.
По размеру зерна карбидной фазы сплавы внутри группы делятся на: особомелкозернистые (ОМ), мелкозернистые (М), среднезернистые, крупнозернистые (В), особокрупнозернистые (К, КС, С). В зависимости от содержания кобальта сплавы данной группы также можно условно разделить на три подгруппы [22,23]:
1. Малокобальтовые (3…8% Co), обладают высокой твердостью, в основном находят применение при обработке резанием чугуна, неметаллических материалов, некоторых видов сталей.
2. Среднекобальтовые (10…15% Co), применяются в условиях умеренной ударной нагрузки, главным образом при точении чугунов высокой твердости и жаропрочных сплавов.
3. Высококобальтовые (20…25% Co), наиболее прочные, но недостаточно твердые из-за наличия большого количества кобальта, практически не применяются для обработки резанием, в основном их используют для оснащения штампового инструмента.
Особомелкозернистые сплавы имеют размер зерна 1 мкм и менее. Также, плотная мелкозернистая структура позволяет получить наименьший радиус режущего клина при правке и заточке инструмента, приближающийся к значениям, полученным у быстрорежущих сталей. Это позволяет снизить шероховатость обработанной поверхности и увеличить стойкость инструмента [19,22,24].
Также, важное влияние на свойства твердых сплавов оказывает содержание в них углерода. Сам углерод непосредственно не влияет на фазовый состав системы WC-Co, однако он оказывает существенное влияние на свойства цементирующей фазы (Co), что обусловлено изменением растворимостью вольфрама в кобальте. Наличие в сплаве углерода в свободном состоянии снижает твердость сплава и повышает его вязкость, наличие же -фазы (W3Co3C), повышает твердость [8,23,24].
Стоит отметить, что свойства твердых сплавов зависят не только от химического состава и наличия тех, или иных фаз. Высокое значение имеет сама структура сплавов (например, размер зерен карбидной фазы). Так, прочность твердого сплава находится в прямой зависимости от размера зерна карбида вольфрама (WC), а износостойкость – в обратной. Как правило, высокая твердость сочетается с низким пределом прочности на изгиб и высокой хрупкостью твердого сплава.
Однокарбидные сплавы имеют большую прочность, но меньшую твердость, чем сплавы других групп. Сплавы данной группы теплостойки до 8000С.
Двухкарбидные сплавы. Сплавы этой группы состоят из карбида вольфрама WC и карбида титана TiC в кобальтовой матрице. При спекании карбид титана до 70% растворяет WC и образует твердый раствор (TiC, WC) Co, обладающий более высокой твердостью, чем WC [20,22]. Физико-химические свойства двухкарбидных сплавов представлены в таблице 1.2.
Введение карбида титана (TiC) в однокарбидные твердые сплавы позволило значительно улучшить такие характеристики как жаростойкость, твердость, стойкость к окислению, привело к понижению теплопроводности, уменьшению склонности к адгезионному износу.
По содержанию титана, двухкарбидные сплавы можно разделить на три подгруппы [22,25]:
1. Малотитановые (5…10% TiC), наиболее прочные и менее твердые, применяются для обработки стали резанием в тяжелых условиях с ударом (черновое точение, строгание).
2. Среднетитановые сплавы (10…20% TiC) применяются в менее тяжелых условиях, чем малотитановые.
3. Многотитановые (25…60% TiC) обладают высокой твердостью, но низкой прочностью, находят применение при снятии стружки малых сечений и при работе без ударов на больших скоростях резания (чистовое точение).
Данные сплавы обладают более высокой теплостойкостью, повышающейся с увеличением содержания TiC (до 900-10000С). Также, увеличение содержания карбида титана приводит к увеличению износостойкости твердого сплава, и одновременному падению прочности.
Трехкарбидные сплавы.Сплавы, входящие в данную группу, состоят из карбида титана TiC, тантала TaC, вольфрама WC в кобальтовой матрице. Структура трехкарбидных сплавов представляет собой твердый раствор (Ti, Ta, W) C и избыточные кристаллы WC [20,22,23]. Как правило, сплавы данной группы содержат 5…15% TiC, 2…20% TaC, 5…15% Co, остальное WC. Данные сплавы являются универсальными и применяются как для обработки стали, так и для обработки чугуна. Про прочности они приближаются к сплавам WC-Co, а по твердости к WCiC-Co [22]. Состав и свойства трехкарбидных твердых сплавов представлены в таблице 1.3
Методики исследования образцов, свойств покрытий и покрываемого материала
В работе проводились металлографические исследования, в ходе которых исследовались толщина покрытий, их структурно-фазовый состав, микротвердость покрытий, характер изменения микротвердости по покрытию. Также, был проведен микрорентгеноспектральный анализ, в ходе которого изучалось концентрационное распределение элементов в покрытии и в слоях под покрытием.
Металлографические исследования проводились на нетравленых и травленных микрошлифах, приготовленных по стандартной методике.
Микрошлифы протравливались методом окисления на воздухе при нагревании. Суть метода заключается в нагреве предварительно отполированного микрошлифа в окислительной атмосфере. Вследствие нагрева на поверхности образуется оксидная пленка, причем для различных фаз эта пленка имеет различный состав и как следствие – отличаются по цвету. Микрошлиф помещался в муфельную печь при температурах 400-5000С на время 5-10 минут.
Металлографические исследования, включающие качественную и количественную металлографию – определение и анализ толщины, структуры и строения диффузионных покрытий, а также структуры основы, проводились на оптическом микроскопе AxioObserver.A1m (фирмы Carl Zeiss). Также определялись микротвердость покрытия, переходных слоев, и материала-основы. Микротвердость структурных составляющих измерялась по методу Виккерса на автоматическом твердомере DuraScan80 фирмы EmcoTest. Микротвердость покрытия, переходной зоны и основы измерялись при нагружении – до 0,49 Н. В случае формирования слишком хрупкого покрытия, разрушающегося при измерении при нагрузке 0,49 Н, нагрузка уменьшалась. Минимальная нагрузка, при которой производились измерения нагрузки составила 0,049 Н. Производилась серия из 3 серий измерений, после чего строился график изменения микротвердости. Измерение микротвердости поверхностных слоев после цементации производилось при нагрузке 0,2 Н.
Изменения массы, исследуемых образцов, определялось с помощью аналитических весов. Перед взвешиванием образцы подвергались очистке от следов коррозии, следов жировых отложений, а после диффузионной металлизации подвергались очистке от следов транспортного расплава. Изменение массы оценивалось по абсолютному ее изменению, а также как отношение привеса к площади поверхности образцов.
Исследование механических свойств твердых сплавов с покрытиями и без покрытий осуществлялись по стандартным методикам в соответствии с требованиями ГОСТов.
Твердость по Роквеллу определялась в соответствии с ГОСТ9013 на твердомере ТК-2М по стандартной методике, по шкале «А».
Состав покрытий и переходной зоны исследовались методом рентгеноспектрального микроанализа. При этом использовался растровый электронный микроскоп JEOL JSM-7500F и спектрометр INCA x-sight oxford instruments. Спектрометр рентгеновский с энергетической дисперсией INCA х-sight предназначен для измерений зависимости интенсивности рентгеновского излучения от длины волны (энергии кванта) в составе растровых электронных микроскопов и электроннозондовых микроанализаторов. Принцип действия прибора основан на явлении генерации электронно-дырочных пар носителей тока в полупроводниках под воздействием фотонов рентгеновского диапазона спектра.
Детектором рентгеновского излучения является планарный диод из монокристаллического кремния, включенный в режиме обратного смещения на p 64 n переходе. В результате генерации пар носителей тока в области p-n перехода происходит их разделение и формирования импульса заряда, амплитуда которого пропорциональна энергии рентгеновского фотона. Далее импульс заряда преобразуется в импульс напряжения, амплитуда которого также пропорциональна энергии попавшего в детектор фотона. В результате поток рентгеновских фотонов различной энергии преобразуется в последовательность импульсов напряжения с амплитудами, пропорциональными энергии попавших в детектор фотонов. Данная последовательность поступает на многоканальный анализатор напряжения, в результате чего формируется цифровая гистограмма амплитудного распределения импульсов. Пропорциональность амплитуды импульса энергии фотонов позволяет однозначно связать номер канала с энергетическим диапазоном фотонов, а число попавших фотонов в данный канал отражает спектральную интенсивность поступающего на детектор рентгеновского излучения. Таким образом формируют цифровой спектр рентгеновского излучения. Прибор состоит из блока спектрометра с сосудом Дьюара для охлаждения кристалла-детектора, механического порта-интерфейса для установки на конкретный растровый электронный микроскоп или электроннозондовый микроанализатор, блока импульсного процессора, управляющего компьютера и интерфейса, связывающего импульсный процессор и систему управления растровым электронным микроскопом или микроанализатором. В ходе исследования энергия электронов составила 15 кэВ. Локальность определения 2 мкм. Исследование проводилось на микрошлифах, приготовленных в поперечном сечении. Микрошлиф, приготовленный в поперечном сечении позволяет исследовать состав образца по глубине.
Метод рентгеноспектрального микроанализа позволяет определить распределение элементов в приповерхностных слоях исследуемого образца. Данный метод позволяет определить химический состав в микрообъемах, составляющих 0,3-2 мкм3.
Фазовый состав покрытий определялся на многофункциональном рентгеновском дифрактометре ДРОН-7М. Съемка дифрактограмм велась на излучении CuK при напряжении 30 кВ, сила тока 20 мА. Для идентификации фаз использовалась база данных ICDD PDF-2.
Шероховатость образцов контролировалась по параметру отклонения профиля Ra на профилографе модели 201.
Испытания механических характеристик твердых сплавов проводились по стандартным методикам в соответствии с требованием ГОСТ.
Определение предела прочности при изгибе сплавов Rbm (МПа) проводили по методике испытаний твердых сплавов ГОСТ 20019-74. В ходе испытаний использовались образцы типа А (5х5х35 мм), предварительно шлифованные до шероховатости Ra=0,6мкм, в соответствии с ГОСТ 2789-73. Испытания проводили на универсальной испытательной машине FP-10 (максимальная нагрузка составляла 9,8 кН). Расстояние между опорами составляло 30 ± 0,5 мм. Нагружающие опоры снабжены вкладышами из твердого сплава ВК3, в соответствии с ГОСТ 20019-74, исключающими смятие в местах контакта опор с испытуемым образцом при нагружении. При испытании фиксировали разрушающую нагрузку, производили запись диаграммы “нагрузка (Р)-перемещение по линии действия силы (F)”. Скорость перемещения подвижной траверсы при испытаниях выдерживали 2 мм/мин.
Предел прочности при поперечном изгибе Rbm (Н/мм2) без учета влияния возникающих пластических деформаций вычислялся по формуле: где F – максимальная нагрузка, соответствующая моменту разрушения образца, Н; l – расстояние между осями опор, мм; h – высота образца (размер, совпадающий с направлением приложения нагрузки), мм; b – ширина образца, мм Испытания на вязкость разрушения проводились методом индетирования [105]. Данный метод позволяет определять трещиностойкость таких хрупких материалов, как твердые сплавы, режущая керамика и т.д. Испытания проводятся на микротвердомере по Виккерсу. Выбирается такая нагрузка на индентор, которая обеспечивает образование трещин в углах отпечатка.
Влияние режима диффузионного насыщения на состав и структуру покрытия
Проанализировав результаты описанных выше исследований, а также исследований, посвященных формированию диффузионных покрытий на основе карбидообразующих элементов из среды легкоплавких жидкометаллических растворов, можно выделить ряд особенностей процесса формирования диффузионных титановых покрытий на твердых сплавах типа ТК и ВК.
Основной особенностью формирования покрытий на базе карбидообразующих элементов является взаимодействие данных элементов с углеродом, содержащимся в покрываемом материале. При нанесении карбидообразующих элементов характерна интенсивная диффузия углерода из покрываемого материала к поверхностным слоям покрываемого изделия. Происходит обеднение углеродом слоя, находящегося под покрытием. Одновременно происходит торможение диффузии карбидообразующих элементов вглубь покрытия, что приводит к торможению роста покрытия. Также, важной особенностью процесса является то, что блокирующее действие углерода зависит от концентрации углерода в свободной форме и термической стабильности карбидов покрытия и покрываемого материала.
Интенсивность протекания данных стадий зависит от интенсивности диффузионных потоков элементов покрытия вглубь покрываемого материала и углерода. Что в свою очередь, определяется составом покрываемого твердого сплава, концентрацией углерода в поверхностном слое, а также температурой и длительностью процесса металлизации. На рисунке 3.18 представлена схема процесса формирования титанового покрытия на твердых сплавах.
Мe1 – элемент покрытия; Ме0 – транспортный расплав; Ме2 – покрываемый твердый сплав; j1,0– диффузионный поток элементов покрытия в транспортном расплаве j1,2 – диффузионный поток элементов покрытия в изделии; jCo2 – диффузионный поток кобальта в изделии; jW2 – диффузионный поток вольфрама в изделии; jCo0 – диффузионный поток кобальта в расплаве; jW0 – диффузионный поток вольфрама в расплаве; jC0 – диффузионный поток углерода в расплаве; jC2 – диффузионный поток углерода в изделии.
Диффузионное взаимодействие в данном случае характеризуется частичным блокированием углеродом диффузии титана вглубь покрытия, благодаря чему условно покрытие имеет два слоя: карбидный слой и переходная зона.
Также, важной особенностью формирования диффузионных титановых покрытий на твердых сплавах, является оттеснение кобальта и вольфрама в переходную зону, что обусловлено их слабой взаимной растворимостью с элементами покрытия, а также снижением интенсивности диффузионных потоков вследствие образования карбида титана.
Для сплавов ТК, будет иметь место также диффузионный поток титана из покрываемого изделия в транспортный расплав, что обусловлено наличием градиента концентрации.
Механизм формирования покрытий, а также их состав зависят от соотношения диффузионных потоков элемента покрытия на поверхность изделия o,i, диффузионных потоков титана вглубь изделия u, диффузионных потоков кобальта jCoo, JC02 и вольфрама jWo, jW2 и диффузионного потока углерода в покрытии JC2.
Диффузионный поток элементов покрытия o,i возникает за счет наличия градиента химического потенциала между покрываемым изделием и элементами, на основе которых формируется покрытие.
Коэффициент диффузии титана при насыщении твердосплавного инструмента равен 7,64110"13 см2/с.
Стоит отметить, что представленная на рисунке 3.16 модель справедлива только в случае, когда не происходит обезуглероживание переходного слоя под покрытием. Поэтому одной из особенностей нанесения титановых покрытий на твердосплавной металлорежущий инструмент, является необходимость предварительной высокотемпературной цементации покрываемых изделий. Цементация позволяет избежать обезуглероживания, что в свою очередь ведет к увеличению твердости и износостойкости покрытых изделий.
Особенностью формирования диффузионных покрытий на режущем твердосплавном инструменте, способствующих увеличению эффективности процесса резания, является необходимость в проведении цементации для формирования карбидов титана.
Важной особенностью в формировании окончательных свойств покрытого инструмента является подбор оптимальной скорости охлаждения изделий после процесса нанесения покрытий и последующая его термическая обработка.
По результатам исследований, оптимальная скорость охлаждения изделий после нанесения покрытия составляет 100-200 С в минуту в диапазоне температур от 1000 С до 700 С. Как было отмечено выше, охлаждение при данной скорости способствует снижению интенсивности образования карбидов титана нестехиометрического состава.
При предварительной высокотемпературной цементации, образуется карбид кобальта Co2C. При нанесении на поверхность твердого сплава титана, его атомы диффундируют в поверхностные слои покрываемого изделия. Титан, являясь сильным карбидообразующим элементом, способствует выделению атомов углерода, и последующему их химическому взаимодействию с образованием собственных карбидов. Происходит образование карбидов титана типа TiCy. Процесс образования карбидов носит диффузионный характер, при этом по мере образования карбидного слоя, происходит блокирование диффузии углерода к поверхности изделия, а титана - вглубь изделия. При охлаждении диффузионная подвижность атомов углерода не вступивших в реакцию с титаном падает, что затрудняет образование карбидов стехиометрического состава. Образование карбидов нестехиометрического состава является нежелательным, т.к. данные карбиды обладают меньшей твердостью и износостойкостью, что ухудшает эксплуатационные характеристики инструмента, по сравнению с покрытием, основой которого являются карбиды стехиометрического состава. Интенсивное охлаждение способствует резкой остановке диффузионных процессов и останавливает образование карбидов.
Необходимо учитывать, что в сформировавшемся подобным образом покрытии наблюдается значительная неравномерность распределения углерода, что приводит к появлению на поверхности изделия зон с повышенной хрупкостью. Для устранения неравномерности распределения углерода было применено старение при температуре 300-800 С в течении 60-120 минут.
Во время процесса старения происходит перераспределение углерода, что ведет к устранению зон с повышенной хрупкостью, и обеспечивает равномерность свойств по всему покрытию. Перераспределение углерода, в рассматриваемом диапазоне температур, происходит благодаря упорядоченью нестехиометрических карбидов титана типа TiCy [134, 137-139]. После процесса диффузионной металлизации, в поверхностных слоях покрытия возможно наличие неупорядоченных карбидов нестехиометрического состава, что объясняется остановкой диффузионных процессов вследствие интенсивного охлаждения. По данным исследований [130,134,137-139], нестехиометрические неупорядоченные карбиды титана от TiC0,48 до TiC1,00 обладают широкой областью гомогенности, в пределах которой атомы углерода и структурные вакансии образуют в неметаллической подрешетке твердый раствор замещения [134, 137-139]. При этом, благодаря наличию вакансий в структуре карбидов, появляется возможность диффузионного перераспределения углерода. При температурах ниже 950 К, термодинамически равновесными являются упорядоченные фазы Ti2C и Ti3C2, что подтверждается как теоретическими, так и практическими исследованиями [134, 137-139, 140]. Благодаря нагреву происходит диффузия углерода из зон с повышенной концентрацией и его перераспределение между неупорядоченными карбидами нестехиометрического состава, с последующим их упорядочением в силу стремления системы к термодинамически равновесному состоянию.
Как отмечалось ранее, диффузионное насыщение твердых сплавов титаном из расплава свинец-висмут-литий, приводит к формированию на их поверхности покрытий, что подтверждается результатами микрорентгеноспектрального анализа, представленного на рисунках 3.19-3.22. При этом, такие параметры, как толщина покрытия, толщина переходной зоны, их структура, элементный состав, микротвердость и другие параметры зависят от элементного состава покрываемого материала.
Программно-математическое прогнозирование толщины и состава диффузионных функциональных титановых покрытий
Как показали исследования, состав и структура покрытий, получаемых на твердых сплавах групп ТК и ВК, зависят от многих факторов. К ним относятся: температура диффузионного насыщения, продолжительность, состав транспортного расплава, концентрация диффундирующего элемента в расплаве, состав и свойства покрываемого материала. Также, на состав покрытий может оказывать влияние длительность использования транспортного расплава, интенсивность перемешивания расплава, материал камеры для диффузионной металлизации и другие факторы. В связи с большим количеством факторов, влияющих на состав и свойства покрытий, анализ результатов процесса нанесения диффузионных покрытий с применением традиционных уравнений диффузии, осложнен. Для анализа и прогнозирования состава и толщины покрытий, был применен программно-математический метод обработки экспериментальных данных.
Как показали проведенные выше исследования, основным параметром, влияющим на толщину покрытия и концентрацию карбидов титана TiC в покрытии, является температура нанесения покрытия. Программно-математическая обработка данных была основана на аппроксимации значений толщины покрытия и содержания карбида титана в зависимости от температуры нанесения покрытия, с выводом количественных значений.
При анализе данных использовалась аппроксимация с помощью полинома степени n [142-144]:
y=f(x)=ao+aix+a2x2+a3x3+ +anXn. (4 л)
Коэффициенты уравнения aп вычисляются при помощи метода наименьших квадратов. Суть метода заключается в том, что сумма отклонений фактических значений от значений полинома, возведенная в квадрат, должна быть минимальной [145]:
S = 2"=І(УІ - У )2 - rnin; (4.2)
Для получения функций была использована компьютерная программа Microsoft Excel, в которой строились точечные диаграммы с выводом значения функции. Пример получения функции представлен на рисунке 4.3
Для работы с полученными функциональными зависимостями были разработаны компьютерные программы на языке С++ для сплавов типа ТК и ВК [146]. Алгоритм работы программы представлен на рисунке 4.4.
При запуске программы необходимо произвести выбор режима работы программы путем нажатия клавиш 1,2,3 (рис. 4.5).
Режим 1 служит для определения процентного содержания карбида титана TiC в покрытии. От содержания карбида титана зависят такие важные характеристики покрытия, как его твердость, износостойкость, хрупкость и т.д.
Режим 2 служит для определения толщины покрытия, формирующегося на твердом сплаве за 1 час при заданной температуре диффузионного насыщения. Пример использования режима 2 представлен на рисунке 4.6.
Режим 3 служит для выхода из программы.