Содержание к диссертации
Введение
1 Анализ научно-технической и патентной литературы 9
1.1 Компактные алюминиевые сплавы Al-Ti, Al-Fe .9
1.2 Порошковые и композиционные материалы на основе алюминия и титана 10
1.3 Порошковые и композиционные материалы на основе алюминия и железа 18
1.4 Порошковые материалы на основе механически активированных порошков алюминия 20
1.5 Выводы, цели и задачи исследования 24
2 Методики проведения исследований 27
2.1 Характеристики используемых материалов 27
2.2 Технологии изготовления образцов 29
2.3 Методики исследования горячедеформированных материалов системы Al-Д16-ферротитан 31
2.4 Планирование эксперимента и его математическая обработка 34
3 Закономерности мха в сухих и жидких средах порошковых шихт д16-ферротитан 42
3.1 Гранулометрический состав МХА шихт на основе измельченной стружки Д16 42
3.2 Средний размер частиц порошковых шихт 58
3.3 Влияние технологических факторов размола на параметры уравнения распределения Розина-Раммлера 65
3.4 Выводы по главе 70
4 Изучение закономерностей уплотнения заготовок из порошка, полученного в процессе совместного измельчения стружки д16 и ферротитана, при холодном прессовании и горячей штамповки 72
4.1 Исследование влияния содержания ферротитана и времени размола на характеристики процессов холодного прессования и горячей штамповки 72
4.2 Исследование влияния содержания насыщенного водного раствора борной кислоты, скорости и времени размола на закономерности уплотнения при холодном прессовании и горячей штамповки 77
4.3 Выводы по главе .93
5 Структура и свойства гдпм системы al-д16-ферротитан .95
5.1 Исследование влияния содержания ферротитана и времени размола на механические свойства 95
5.2 Исследование влияния параметров размола (Vр, tр) и содержания НВРБК на механические свойства ГДПМ 98
5.3 Выбор материала с оптимальными свойствами 107
5.4 Структура ГДПМ системы Al-Д16-ферротитан на основе механически активированных шихт .108
5.5 Выводы по главе .115
6 Обсуждение полученных результатов и разработка опытной технологии получения порошкового материала системы al-д16-ферротитан 117
6.1 Обсуждение полученных результатов 117
6.2 Анализ технологий получения порошковых шатунов 124
6.3 Общие выводы 129
Перечень принятых сокращений .133
Список литературы 134 приложения .144
- Порошковые и композиционные материалы на основе алюминия и железа
- Методики исследования горячедеформированных материалов системы Al-Д16-ферротитан
- Исследование влияния содержания ферротитана и времени размола на характеристики процессов холодного прессования и горячей штамповки
- Исследование влияния параметров размола (Vр, tр) и содержания НВРБК на механические свойства ГДПМ
Введение к работе
Актуальность темы. В настоящее время широкое применение находят сплавы на основе алюминия, которые характеризуются низкой плотностью и повышенной удельной прочностью. Методы порошковой металлургии позволяют получать детали с заданными функциональными свойствами и являются энерго- и ресурсосберегающими. С целью снижения затрат на основные материалы и повышение механических свойств горячедеформированных порошковых материалов (ГДПМ) в Южно-Российском государственном политехническом университете (НПИ) им. М.И. Платова предложены технологии, основанные на использовании механохимически активированного (МХА) стружкового порошка Діб, позволяющие утилизировать стружковые отходы. Проведенные ранее исследования в ЮРГПУ (НПИ) позволили установить наследственное влияние параметров МХА шихт в жидких средах насыщенного водного раствора борной кислоты (НВРБК) на закономерности холодного формования (ХП), нагрева, спекания, инфильтрации, горячей штамповки (ГШ) и формирование свойств горячедеформированных порошковых материалов.
Упрочнение алюминиевой матрицы в перспективных эвтектических сплавах Al-Fe обеспечивается за счет дисперсной фазы A^Fe. Введение титана повышает прочность и равномерность распределения свойств по объему алюминиевого сплава за счет измельчения зерна. Образовавшаяся дисперсная фаза Al3Ti сдерживает рост зерен в процессе уплотнения материала Al-Ti (5% мае). Порошковые материалы на основе алюминия, механически легированные титаном, характеризуются мелкодисперсной структурой и повышенными свойствами.
В опубликованных работах отсутствуют исследования влияния содержания ферротитана в шихте на процессы размола стружки Діб, формования заготовок в процессе холодного прессования и горячей штамповки, формирования структуры и свойств горячедеформированных порошковых материалов системы А1-Д16-ферротитан.
Диссертационная работа выполнена на кафедре «Материаловедение и технология материалов» ЮРГПУ (НПИ) в рамках государственного задания на проведение НИР (проект № 7.3767.2011 «Теоретические и технологические основы разработки энергоэффективных способов получения порошковых и композиционных функциональных материалов»).
Цель и задачи исследования. Целью работы является создание технологии получения горячедеформированного порошкового материала системы А1-Д16-ферротитан на основе установления закономерностей влияния содержания ферротитана на процессы МХА стружки Діб, формования заготовок в процессе холодного прессования и горячей штамповки, формирования структуры и свойств. Для достижения поставленной цели необходимо решить следующие задачи:
установить закономерности МХА в жидких средах порошковых шихт А1-Д16-ферротитан при разном содержании ферротитана и насыщенного водного раствора борной кислоты, времени и скорости размола;
изучить процессы холодного прессования и горячей штамповки ГДПМ системы А1-Д16-ферротитан на основе измельченной стружки Діб;
исследовать влияние содержания ферротитана и насыщенного водного раствора борной кислоты в шихте, параметров размола на закономерности формирования структуры и свойств горячедеформированного порошкового материала на основе МХА стружки Діб;
разработать технологию получения горячедеформированного порошкового материала с повышенными механическими свойствами на основе МХА шихты системы А1-Д16-ферротитан.
Методы исследования и достоверность результатов. Гранулометрический анализ шихт проводился в соответствии с ГОСТ 18318-94. При исследовании образцов МХА шихты и горячедеформированных порошковых материалов использовались методы анализа, представленные в таблице 1.
Высокая достоверность исследований обеспечивается использованием современного оборудования и статистической обработкой большого числа точечных значений интенсивности аналитического сигнала при элементном картировании.
Таблица 1 - Методы и оборудование, используемые при выполнении исследований
Микроанализатор рентгенофлуоресцентный
энергодисперсионный INCA Energy 450 (с
детектором Х-Act ADD) фирмы OXFORD
Instruments Analytical на базе растрового
электронного микроскопа Tescan Vega LMU)
Термогравиметрический анализ в воздухе
Дериватограф Diamond TG/DTA
МХА шихта, ГДПМ
Термогравиметрический анализ в гелии
Дериватограф NETZSCH STA 449C
МХА шихта
Рентгеноструктурный и фазовый анализ вещества
Порошковый дифрактометр ARL X'TRA
МХА шихта, ГДПМ
При обработке данных использованы современные методы и программы расчета. Степень достоверности результатов подтверждается:
согласованностью полученных результатов с фундаментальными положениями порошкового материаловедения, а также соответствия экспериментальных данных и научных выводов общепринятым положениям, опубликованным в печатных изданиях;
- применением статистической обработки результатов экспериментальных
исследований (программы STATISTICA 10, Table Curve 3);
- использованием в экспериментальных исследованиях современных методов
испытаний, поверенного оборудования и стандартных методик, в сочетании с
комплексом методов исследований структуры и свойств.
Основные положения, выносимые автором на защиту:
закономерности измельчения стружки Діб с добавлением ферротитана 6% мас. в среде насыщенного водного раствора борной кислоты 30% от массы шихты при МХА в планетарной мельнице;
бимодальное распределение частиц измельченной стружки и разделение шихты на фракции -630 мкм (активированный стружковый порошок) и +630 мкм (крупные частицы стружки), а также закономерности формования при холодном
прессовании и горячей штамповке материалов на основе крупных частиц, смеси крупных частиц и порошка алюминия (50% мае), активированного стружкового порошка и смеси активированного стружкового порошка и порошка алюминия (50% мае);
- наследственное влияние содержания ферротитана в шихте на измельчение
стружки Діб, холодное прессование, горячую штамповку и формирование структуры
и свойств ГДПМ на основе смеси активированного стружкового порошка и порошка
алюминия (50% мае);
- результаты исследования структуры и свойств материала на основе
активированного стружкового порошка;
- разработанная технология получения ГДПМ с повышенными механическими
свойствами на основе агломератов, полученных в процессе МХА.
Научная новизна. Установлены закономерности МХА активированного стружкового порошка (АСП) в жидкой среде, построены 3D Spline модели влияния содержания ферротитана и НВРБК, времени и скорости размола на выход фракции менее 630 мкм, ее гранулометрический состав, процессы диспергирования-агломерации при размоле в планетарной мельнице. Выявлено бимодальное распределение частиц стружки Діб, измельченной в жидкой среде, с преобладанием размеров менее 63 мкм и более 630 мкм. Определено наследственное влияние содержания ферротитана в шихте на процессы измельчения стружки Діб, уплотнения при холодном прессовании и горячей штамповке, формирования структуры и свойств ГДПМ.
В отличие от ранее известных работ, построено модифицированное уравнение Розина-Раммлера для порошка, полученного измельчением стружки Діб в процессе МХА, при оптимальном содержании ферротитана 6% мас. в жидкой размольной среде НВРБК 30% от массы шихты, учитывающее время (tp) и скорость (Vp) размола:
F(x, ^g^^^K^^^'^1 W-a(^^)x Wp'tp)\ (1)
Использование мелкодисперсной (do=58 мкм) шихты на основе агломератов,
состоящих из частиц (di=54 мкм), полученной при оптимальном содержании
ферротитана 6% мае. и НВРБК 30% от массы шихты в размольной среде,
характеризуется повышенным сопротивлением пластической деформации при холодном прессовании и активацией процессов уплотнения при горячей штамповке.
В результате термогравиметрического анализа шихты А1-Д16-ферротитан, полученной при оптимальных значениях содержания ферротитана 6% мае. и НВРБК 30% от массы шихты, скорости 325 мин"1 и времени размола 5,8 кс, выявлен экзотермический эффект, протекающий при температурах 475-550 С и 590-650 С для шихты на основе активированного стружкового порошка. Отличительной особенностью структуры ГДПМ системы А1-Д16-ферротитан, обнаруженной рентгеноспектральным микроанализом, является наличие интерметаллидов Al3Fe и частиц с низким содержанием кислорода. В структуре ГДПМ системы А1-Д16-ферротитан выявлены три основные области:
-
алюминий с повышенным содержанием железа в виде интерметаллидов, не содержащий кислород (белая область);
-
алюминий и его оксиды (серая область);
-
два состава, на основе алюминия с повышенным содержанием кислорода, а также железа и титана при незначительном содержании примесей (темная рыхлая).
Практическая значимость. Разработана технология получения горячедеформированного порошкового материала на основе агломератов с повышенными механическими свойствами. Технология включает МХА стружки Діб (Vp=325 мин"1, tp=5,8 кс), смешивание активированного стружкового порошка с порошком алюминия (ПА) (50% мае.) в состоянии поставки (Vp=150 мин"1, tp=l,2 кс), формование заготовок путем холодного (450 МПа) и динамического горячего прессования (550 С, 0,3 кс) с приведенной работой 140 МДж/м3.
Апробация работы. Основные положения и результаты исследований докладывались на ежегодных научно-технических конференциях, проводимых в ЮРГПУ(НПИ) им. Платова: профессорско-преподавательского состава, научных работников, аспирантов и молодых ученых вузов Ростовской области; пятой международной научно-практической конференции «Новые материалы и технологии их получения», г. Новочеркасск (2011 г.); а также на шестой международной школе «Физическое материаловедение», г. Новочеркасск (2013 г.).
Публикации. По материалам диссертации опубликовано 11 работ, две из которых выполнены без соавторов, две опубликованы в центральных изданиях, отвечающих требованиям ВАК РФ.
Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, 6 глав, общих выводов, списка литературы и приложений к основному тексту. Содержание работы изложено на 143 страницах машинописного текста и приложении на 31 странице.
Автор выражает благодарность Заслуженному деятелю науки и техники РСФСР, д.т.н., профессору Ю.Г. Дорофееву за обсуждение полученных результатов и помощь при работе над диссертацией.
Порошковые и композиционные материалы на основе алюминия и железа
Наноструктурный интерметаллид Fe-Al получают способами: водородно-дуговой плазмы и механическим легированием [37]. Технология водородно-дуговой плазмы включает: испарение исходного интерметаллида Fe-28Al-5Cr с последующим осаждением в виде сферических частиц, со структурой В2 и средним размером 40 нм. После отжига (600 оС, 3,6 кс) наблюдается фазовые превращения в соединение Fe3Al. Метод МЛ порошков Fe и Al проводят в шаровой мельнице, в среде этилового спирта, используемого в качестве смазки. Интерметаллид Fe-Al образуется после 36 кс размола.
В качестве присадки, при выплавке Fe и стали, используют порошок сплава Fe-Al-Si, получаемый размолом сплавов [38]. Для повышения пластичности проводили легирование системы FeAl бором. Сплавы имеют мелкокристаллическую микроструктуру (1-5 мкм), с включением оксидов Al2O3 наноразмеров, обеспечивающих максимальные механические свойства, не зависящие от воздействия воздуха при изготовлении порошковых сплавов. При разрушении материала, алюминий отделяется от матрицы и влияет на процессы развития трещин.
Процесс появление жидкой фазы в процессе спекания называется ISM (in situ microfusion). Протекание экзотермической реакции при спекании в системе Al-Fe, при температуре ниже температуры ликвидус, сопровождается появлением жидкой фазы [39]. К преимуществам процесса ISM можно отнести: практически полную уплотняемость материала, образование интерметаллидов FeAl3 и их дисперсное распределение в скелетообразной алюминиевой матрице, сокращение продолжительности цикла спекания, повышение механических свойств и возможность получения композиционных материалов с металлической матрицей. Рекомендуются условия спекания для системы Al-Fe: содержание Fe 8-10% мас., температура 600-630 оС и скорость нагрева 20 оС/мин, давление прессования 120-240 МПа, зернистость 10-125 мкм с заданным распределением частиц, как для Fe, так и для Al.
Максимальное уплотнение материала достигается при содержании жидкой фазы 8-12% об. и давлении прессования 120-24 МПа [40]. Содержание жидкой фазы зависит от количества Fe в исходной смеси и температуры спекания. Температуру спекания, для получения оптимальное количество жидкой фазы, можно подобрать для каждого состава смеси по Fe.
За счет наличия частиц интерметаллидов Al2Fe и Al6Fe происходит упрочнение порошковых сплавов Al-Fe 8% мас., полученных методом экструзии [41]. Наличие интерметаллидов в сплаве выявлено при исследовании материалов методом просвечивающей электронной микроскопии. Упрочнение происходит при образовании дислоцированных петель вокруг дисперсных частиц, которые действуют подобно деформационному механизму, группируясь в призматические пакеты. Механические свойства сплава (в=313,7 МПа, 0,2=248,4 МПа; при =14,5-5%) зависят от объема упрочняющих частиц и их размеров.
В результате исследований процесса диффузионного соединения нанокристаллического сплава Al–Fe [42] показано, что доминирующим механизмом деформации является кооперативное зернограничное скольжение, аккомодированное скольжение, контролируемое диффузией в кристаллической решетке. Используя температуру сверхпластичности, обеспечивается эффективное диффузионное соединение при оптимальных значениях давления и времени. Температура диффузионного соединения сплава Al–Fe намного ниже, чем у сверхпластичных алюминиевых сплавов, за счет повышенной дисперсности зерна. Максимальное сопротивление сдвигу внахлест 89 МПа (83% сопротивления сдвигу исходного материала), было достигнуто в материале, обработанном при давлении соединения 20 МПа в течение времени 1,8 кс при температуре 400 оС. В процессе механической обработки в высокоэнергетической мельнице смеси порошков Al и Fe (1% ат.), обеспечивается механическое сплавление. Распределение атомов Fe, внедренных в матрицу Al [43], аналогично материалу, полученному методом быстрого охлаждения из расплава. Количество атомов Fe в алюминиевой матрице пропорционально дозе механической энергии, подведенной к порошку. Механическое легирование используют для соединения разнородных порошков смешиванием, позволяющим получать композиции без ограничений по составу и числу компонентов. МЛ получают порошок, состоящий из однородной смеси: металл - металл, металл (сплав) - оксиды, металл (сплав) - неметалл. Порошок имеет малый диапазоном распределения частиц шихты по размерам за счет протекания процесса непрерывно-последовательного их разрушения и межчастичного сваривания. Для создания высокой энергии в процессе МЛ используют высокоэнергетические мельницы [44].
При МЛ образуются пересыщенные твердые растворы интерметаллических и химических соединений. При обработке МЛ алюминия происходит растворение легирующих элементов. Титан, при механическом легировании, мало растворим в алюминии, а железо не растворяется. Механическое легирование повышает прочность материалов.
Введение титана и железа (до 5% мас.), при механическом легировании алюминия, способствует образованию алюминидов, повышающих механические свойства материала [45]. Влияние железа на механические свойства сплавов на основе системы Al представлено в таблице 1.2.
Методики исследования горячедеформированных материалов системы Al-Д16-ферротитан
Для оценки степени агломерации активированной шихты рассчитываем ПАГ, с учетом средних размеров частиц после МХА (d0) и после ручной обработки (d1): (2.2)При значениях ПАГ меньше 1 идет формирование малосвязанных агломератов, больше 1 - происходит разрушение агломератов, сформированных при МХА в процессе ручной обработке. Показана эффективность формирования устойчивых агломератов (ПАГ=1) в процессе МХА стружки Д16, не разрушающихся и не объединяющихся при последующей ручной обработке, обеспечивающих получение материала с повышенными механическими свойствами на их основе [59].
Для оценки пластической деформации в процессе уплотнения при ХП определяли коэффициент прессования (Кпр), с учетом высоты формовки в насыпном состоянии и после уплотнения: Кпр=рхп/h (2.3) где рхп - давление прессования; hхп =ln(hхп/hнас) - высотная деформация. Высотную деформацию в процессе уплотнения при ГШ определяли с учетом высоты ГДПМ (hгш) и формовки (hхп): При исследовании свойств горячепрессованных заготовок замерялась твердость образцов по Роквеллу согласно ГОСТ 9013-59 на твердомере 5006 УХЛ42 по шкале HRE (диаметр индентора 3,175 мм, нагрузка 980,7 Н), с последующим переводом в HRB. Для исследования предела прочности на срез, горячепрессованный образец протачивался на токарном станке 1К62, согласно рисунку 2.3. Исследование предела прочности на срез проводилось в специальном устройстве на разрывной машине типа Р–20. Предел прочности на срез (в) определялся по формуле: , МПа (2.5) где Fразр – усилие, при котором происходит срез шипа, кгс; dш – диаметр шипа, мм. Анализ научно-патентной литературы показал, что значения предела прочности на срез ниже значений предела прочности на разрыв и между ними существует линейная зависимость: где а- коэффициент пропорциональности (а 1) [60].
Образцы ГДПМ системы А1-Д16-ферротитан подвергали испытаниям на радиальное сжатие в соответствии с ГОСТ 26529-85, для чего цилиндрические образцы протачивались на токарном станке согласно рисунку 2.4.
Проводилось исследование прочности на изгиб призматических образцов ГДПМ системы А1-Д16-ферротитан, в соответствии с ГОСТ 18228-94. Предел прочности при поперечном изгибе Rи Н/мм2 с учетом экспериментальных данных, рассчитывали по формуле: где F - нагрузка, необходимая для изгиба и измеренная в момент разрушения, Н; 1 - расстояние между опорами, мм; Ь- ширина образца, мм; h - высота образца, мм. Методами растровой электронной микроскопии были проведены: элементное картирование участка образца, определены содержания основных элементов на типичных участках ГДПМ. Исследования проводились на микроанализаторе рентгенофлуоресцентном энергодисперсионном INCA Energy
450 (с детектором X-Act ADD) фирмы OXFORD Instruments Analytical на базе растрового электронного микроскопа Tescan Vega LMU. Измерения проводились при ускоряющем напряжении 20 кВ. Представленные результаты анализа нормированы на 100%. На изображениях, в отраженных электронах (BSE-back scattering electrons), контраст передает преимущественно средний атомный вес материала. Более светлые участки – с большим атомным номером, на изображениях четко видны фазы, а также области, отличающиеся друг от друга по составу. Изображение во вторичных электронах (SE-secondary electrons) отражает в большей степени морфологию поверхности.
С целью получения информации о распределении Al, Fe, Ti, O, на участке ГДПМ Al-Д16-ферротитан, содержащим основные фазы материала, было проведено элементное картирование. Перед исследованиями поверхность образца полировалась алмазными пастами с последующей ультразвуковой чисткой.
Было определено количественное содержание Al, Fe, Ti, O в составе основных фаз материала. После очистки в ультразвуковой мойке, часть поверхности протравлена кислотной композицией 20%-HNO3+5%-HF. Количественные определения состава проводились методом внешнего стандарта, использованы стандартные образцы «Micro-Analysis Consultants Ltd.». В представленных образцах присутствует до нескольких процентов углерода - это неизбежные загрязнения, связанные с технологией, подготовкой материала и поверхности. Углерод исключен из результатов. Планирование эксперимента и его математическая обработка Планирование эксперимента включало: постановку цели; выбор входных и выходных параметров; составление плана и проведение эксперимента; статистическую обработку результатов эксперимента; построение математической модели поведения исследуемых характеристик [61].
Исследование влияния содержания ферротитана и времени размола на характеристики процессов холодного прессования и горячей штамповки
Технология изготовления ГДПМ включает в себя МХА стружки Д16, смешивание активированного стружкового порошка (АСП) с порошком ПА в состоянии поставки (Vр=150 мин-1, tр=1,2 кс), формование заготовок путем холодного формования (450 МПа) с последующим нагревом (550оС, 0,15 и 0,3 кс) и ГШ (w=140 МДж/м3).
Изучали влияние содержания ферротитана (CFeTi) и времени размола (tр) на коэффициент прессования (Кпр) и относительную плотность формовок (хп), высотную деформацию (h) и относительную плотность горячештампованных заготовок (гш).
При холодном прессовании (ХП) формовок на основе КЧ значения Кпр достигают минимальных значений при времени размола 7,2 кс для интервала 2-4% мас. ферротитана (рисунок 4.1). Введение 6% мас. ферротитана в шихту при времени размола 10,8 кс обеспечивает минимальную относительную плотность после ХП, что связано с упрочнением материала стружки за счет сопротивления пластической деформации ферротитана по сравнению с Д16 и увеличения сопротивления пластической деформации Д16 по сравнению с исходным состоянием. При малом времени (tр=1,8 кс при СFeTi=26% мас.) увеличение содержания ферротитана в шихте, приводит к снижению Кпр. Формование прессовок с повышенной относительной плотностью (хп) обеспечивается при времени размола 3,6 кс и содержании ферротитана 2% мас. Увеличение времени размола способствует уменьшению хп, достигая минимума при времени размола 10,8 кс и 6% мас. ферротитана. Использование шихты с максимальным содержанием ферротитана (CFeTi=6% мас.), полученной при повышенных значениях времени размола (tр=10,8 кс), обеспечивает минимальные значения высотной деформации.
Максимальные значения гш обеспечиваются получением ГДПМ на основе шихты, полученной длительным размолом (14,4 кс) без добавления ферротитана. Введение ферротитана и снижение времени размола уменьшает относительную плотность горячештампованных образцов.
Исследование ПМ на основе смеси КЧ и ПА (50% мас.) показало, что введение порошка алюминия в шихту на основе КЧ, увеличило абсолютные значения Кпр и повысило плотность холоднопрессованных заготовок за счет пониженного сопротивления пластической деформации ПА в состоянии поставки. На Кпр в основном влияет время размола, увеличение которого (выше 10,8 кс), способствует повышению формуемости заготовок.
Повышенные значения хп обеспечиваются при времени размола стружки 10,8 кс без добавления ферротитана. Введение ферротитана повышает сопротивление пластической деформации при ХП формовок. Минимальные значения хп наблюдаются при кратковременном размоле (tр 7,2 кс) и содержании 46% мас. ферротитана, что приводит к пониженным значениям гш.
Минимальные абсолютные значения h в процессе ГШ наблюдаются при использовании шихты, полученной при кратковременном размоле и без введения ферротитана. Шихта без добавления ферротитана, полученная при максимальном времени размола, характеризуется максимальным абсолютным значением h, что способствует получению горячештампованных образцов с максимальной относительной плотностью. При ХП материала, состоящего из АСП, наблюдаются максимальные абсолютные значения Кпр по сравнению с ХП материала на основе МХА стружки. При ХП увеличивается сопротивление пластической деформации за счет уменьшения среднего размера частиц. Введение в шихту 6% мас. ферротитана приводит к увеличению значений Кпр, при малом времени размола шихты. При этом холоднопрессованные формовки характеризуются пониженными значениями хп. Это связано с тем, что активированный стружковый порошок состоит из агломератов, не разрушающихся в процессе ручной обработки, которые характеризуются повышенным сопротивлением пластической деформации, препятствующей уплотнению в процессе ХП. При времени размола менее 3,6 кс обеспечиваются пониженные абсолютные значения Кпр, при этом наблюдаются повышенные абсолютные значения h по сравнению с ГШ материала на основе активированной стружки. Зависимость хп от tр носит экстремальный характер, минимальная относительная плотность формовок наблюдается при критическом времени размола (tкр) 7,2 кс, при содержания ферротитана 0-4% мас. Увеличение времени размола более критического, приводит к увеличению хп, достигая максимума при использовании шихты без добавления ферротитана (tр=14,4 кс).
Уменьшение времени размола способствует снижению h, обеспечивая повышенные значения относительной плотности. Повышенная уплотняемость материала при ГШ обеспечивается получением материала с относительной плотностью 0,962 для всего исследуемого диапазона содержания ферротитана. Увеличения содержания ферротитана приводит к повышенным значениям гш (при tр 7,2 кс), при содержании ферротитана 6% мас. расширяется возможный диапазон гш.
Введение порошка алюминия в шихту (50% мас.) на основе АСП снижает абсолютные значения Кпр и увеличивает - хп. Увеличение содержания ферротитана в шихте, приводит к повышенному сопротивлению пластической деформации при ХП и увеличивает абсолютные значения Кпр. Максимальные абсолютные значения Кпр наблюдается у образцов, содержащих 6% мас. ферротитана.
Исследование влияния параметров размола (Vр, tр) и содержания НВРБК на механические свойства ГДПМ
Анализ ГДПМ на основе крупных частиц активированной стружки, активированного стружкового порошка и их смесей с порошком ПА (50% мас.), полученных в режиме сухого размола показал, что для зависимостей твердости и прочности на срез ГДПМ, на основе КЧ, от скорости и времени размола время 10,8 кс является критическим (рисунок 5.5). Наблюдаются пониженные значения твердости и повышенные срКЧ во всем исследуемом диапазоне скоростей.
Введение порошка ПА (50% мас.) в шихту на основе КЧ снижает значения твердости и прочности на срез ГДПМ. Критическими параметрами размола шихты для ГДПМ являются скорость 325 мин-1 и время размола 10,8 кс (рисунок 5.6). При времени размола 10,8 кс наблюдаются пониженные значения твердости и повышенные значения прочности на срез. При скорости размола 325 мин-1 твердость образцов имеет повышенные значения, а прочность на срез - пониженные.
Исследование ГДПМ на основе АСП показало, что одновременное увеличение времени и скорости размола шихты, обеспечивает повышенную твердость заготовок (рисунок 5.7). Прочность на срез имеет повышенные значения при критическом времени размола 10,8 кс во всем исследуемом диапазоне. Увеличение скорости размола до 325 мин-1 приводит к росту выхода фракции -630 мкм ( 40% мас.) и незначительному снижению срАСП, при дальнейшем увеличении скорости происходит снижение выхода фракции -630 мкм и увеличение срАСП.
ГДПМ смеси ПА (50% мас.) и АСП, на основе агломератов, полученных при длительном времени размола и низкой скорости, характеризуется повышенными значениями твердости и прочности на срез. Увеличение сорости размола приводит к снижению значений твердости и предела прочности на срез (рисунок 5.8).
Влияние параметров МХА (Vp, tр) при содержании НВРБК 20% от массы шихты на механические свойства. Исследование ГДПМ КЧ, на основе шихты, полученной в жидкой среде НВРБК 20% от массы шихты показало, что образцы имеют пониженные значения твердости и прочности на срез (рисунок 5.9).
Максимальная твердость ГДПМ наблюдается при повышенных параметрах размола стружки Д16. ГДПМ на основе КЧ, полученных при времени 5,8 кс и скорости размола 325 мин-1, характеризуются максимальной прочностью на срез.
Введение порошка ПА (50% мас.) в КЧ снижает твердость ГДПМ. Минимальные значения механических свойств наблюдаются при скорости размола 325 мин-1, изменение ее приводит к увеличению значений твердости и прочности на срез (рисунок 5.10).
