Содержание к диссертации
Введение
1. Аналитический обзор 6
1.1. Кристаллическое строение карбида бора 6
1.2. Химическая связь 9
1.3. Фазовая диаграмма В-С 10
1.4. Свойства карбида бора 12
1.4.1. Физические свойства 12
1.4.2. Химические свойства. 24
1.5. Способы получения 25
1.5.1. Промышленные способы получения порошков карбида бора 25
1.5.2. Лабораторные способы получения 26
1.6. Спекание порошков карбида бора 27
1.6.1. Горячее прессование карбида бора 27
1.6.3. Микроволновое спекание 32
1.6.4. Спекание карбида бора без давления 32
1.7. Применение карбида бора 35
1.7.1. Использование, основанное на твердости 30
1.7.2. Материалы термоэлектрических преобразователей (термопара карбид бора / графит) 40
1.7.3. Применение в ядерной техники 40
1.8. Выводы по аналитическому обзору 41
2. Характеристика исходных материалов и методики исследований 43
2.1. Характеристика исходных материалов 43
2.2. Методы исследования 43
2.3. Оценка ошибок измерений 52
3. Исследование взаимодействия в системах на основе ВдС и некоторых металлоподобных боридов 54
3.1. Методика изучения взаимодействия компонентов в системах на основе тугоплавких неметаллических соединений 54
3.2. Взаимодействие в системе B4C-W2B5 55
3.3. Взаимодействие в системе T1B2-W2B5 57
3.4. Взаимодействие в системе W2B5-CrB2 69
3.5. Взаимодействие в системе B4C-W2B5iB2 76
3.6. Сравнительный анализ расчетных и некоторых экспериментальных данных о взаимодействии в системе B4C-W2B5-CrB2 86
4. Структурно-механические свойства спеченных композиций 92
4.1. Разработка технологии изготовления плотноспеченных материалов в системе B4C-W2B5iB2 92
4.2. Исследование физико-механических свойств спеченных композиций системы B4C-W2B51B2 96
4.3. Получение сопел для гидроабразивной резки 130
Выводы 135
Список использованных источников 137
Приложение 150
- Физические свойства
- Взаимодействие в системе T1B2-W2B5
- Исследование физико-механических свойств спеченных композиций системы B4C-W2B51B2
- Получение сопел для гидроабразивной резки
Физические свойства
Карбид бора является термодинамически стабильным соединением. Температура плавления этого соединения равна 2723 ± 20 К. Стандартная энтальпия образования карбида бора -АН298 определялась во многих работах. Согласно работе [31], она составляет от 38,91 до 71,54 КДж/моль. Последнее значение является наиболее приемлемым. Значения энтропии карбида бора в области температур 273-2600 К приводятся в работе [32]. Стандартная энтропия образования карбида бора во многих работах принимается равной S298=27,125 ±0,125 Дж/(мольхК) [31]. Теплоемкость карбида бора определялась неоднократно. В работе [33] приведено несколько уравнений для определения теплоемкости в различных температурных интервалах. При 298 К С Р равна 52,488 Дж/(мольхК). Согласно данным [33], можно определить теплоемкость в интервале температур (298ч-1726 К), используя следующее уравнение: Ср(кал/(мольхК))=22,9+5,4хЮ-3хТ-10,72х105хТ"2 Энергия решетки составляет 626,34 КДж/моль.
Теплофизические свойства
Коэффициент теплового расширения незначительно возрастает с ростом температуры вплоть до температуры плавления. Первое правило Грюнайзена гласит, что относительное изменение объема твердых тел одинаково при данной гомологической температуре Т/Тпл., поэтому, общее относительное изменение объема твердых тел одинаково до температуры плавления и составляет 6-7 %; следовательно, коэффициент теплового расширения тем меньше, чем выше температура плавления вещества, то есть определяется прочностью химической связи [2].
Различные авторы предложили ряд аналитических зависимостей а=/(Т): а=3,016х10-6+4,Зх10"9хТ-9Д8х10-13Т2(ТС)[34] средняя величина а=5,73х1(Г6 К_1(300-1970 К) [35] а=4,5хЮ"6К"1[36] а=4-8х1(Г6 К"1(25-800 С) [37]
Таким образом, карбид бора обладает относительно низким КТР, поскольку имеет прочные ковалентные связи. Электрофизические свойства
Карбид бора - высокотемпературный полупроводник, свойства которого изменяются в широких пределах в зависимости не только от содержания примесей, но и от способа получения, термической обработки и отклонения состава от стехиометрии [2]. Неизовалентное замещение углерода бором и образование бором шести связей при трех валентных электронах указывают на то, что карбид бора является соединением с электронным дефицитом. Поэтому проводимость карбида бора - дырочная, даже при высоких температурах.
Авторами [38, 39] найдено, что уменьшение плотности карбидов бора по сравнению с теоретической приводит к снижению теплопроводности X; было отмечено монотонное уменьшение X с увеличением температуры. С ростом температуры в интервале от 20 до 800С происходит снижение диффузии фононов-основного механизма высокотемпературной теплопроводности карбида бора [38, 40]. Рассчитывать теплопроводность монокристалла в зависимости от температуры автор [40] предлагает по следующей формуле:
Значения коэффициентов А и В справедливы для беспористого материала и в значитетельной степени зависят от размера зерен. В [40] было изучено влияние размера зерен и пористости на X. Было выяснено, что с увеличением пористости происходит снижение X в соответствии с закономерностью:
Электрическая проводимость карбидов бора увеличивается с ростом температуры [38]. Энергия активации возбуждения носителей тока Еь увеличивается постепенно по мере увеличения содержания атомов углерода в карбиде бора вплоть до 13,3 ат.%, а затем снижается, образуя, таким образом, экстремальную зависимость с максимумом в точке с содержанием 13,3 ат.%С.
Изменения в тепло-(Х) и электро-(сг) проводности, коэффициенте термо-ЭДС в зависимости от содержания С характеризуется изломом в точке с содержанием 13,3 ат.% С, что иллюстрирует особенную роль этого соединения в области гомогенности.
Плотность
Плотность карбида бора увеличивается линейно с увеличением содержания углерода в пределах области гомогенности в соответствии с соотношением: d=2,422+0,0048x[C] ат.% (г=0,998) [3], где 8,8 ат.% [С] 20,0 ат.%.
Таким образом, плотность для В4С равна 2,52 г/см ; В13С2, 2,448 г/см ; Вю С, 2,465 г/см3.
Механические свойства
Карбид бора первоначально был представлен как материал, который своей высокой твердостью и абразивной способностью может конкурировать с алмазом. Позднее начали исследовать его сопротивление удару. Способность карбида бора к поглощению нейтронов вместе с высокими механическими свойствами при высокой температуре способствовали развитию исследований по карбиду бора, что было обусловлено развитием атомной энергетики. Прочностные свойства карбида бора изучались многими авторами. Почти все механические свойства, измеренные на горячепрессованных образцах карбида бора с плотностями, близкими к теоретическим, отличаются и зависят от содержания примесей (особенно А1, Si и других добавок) и их распределения, пористости, размера пор, размера зерен и.т.п. Прочность при поперечном изгибе при нормальной температуре колеблется от 260 до 550 МПа для горячепрессованных образцов карбида бора В12С3 [41]. Этим же автором в качестве максимальной прочности при изгибе (изломе) горячепрессованных образцов Ві2Сз приводится величина 640 МПа. Прочность при поперечном изгибе образцов В4С, полученных обычным спеканием, равна 160 МПа. Карбид бора отличается также высокой жаропрочностью. Так, плотный образец В4С, имеющий прочность при изгибе 400 МПа при 20С, при 2000С характеризуется значением аизг. -230 МПа. Данные о прочности на сжатие горячепрессованных образцов В4С при нормальной температуре колеблется от 230 до 3100 МПа. Для просто спеченных образцов максимальная величина равна 480 МПа. Прочность на растяжение горячепрессованного карбида бора при 1000С равна 150 МПа. Исследования поверхности излома говорят о преобладании транскристаллитного излома с некоторым количеством интеркристаллитных зон. На стыке зерен встречаются многогранные микропоры, а после резких ударов появляются двойники [42].
Прочность зависит от температуры горячего прессования и стехиометрии карбида; небольшие добавки бора устраняют свободный графит, что приводит к улучшению прочностных характеристик [43]; прочность повышается с увеличением содержания углерода в области гомогенности [30]. Горячепрессованные (о"изг=300-500МПа), или постгорячепрессованные образцы имеют более высокие характеристики, чем спеченные (в том числе с добавками) (оИЗг=150-350МПа) [44-50]. В таблице 1 [48] указаны свойства спеченных и затем горячепрессованных образцов; условия спекания: для спеченных образцов 1900-2150 С, в восстановительной атмосфере, время выдержки 0,5 часа, для горячепрессованных: 2100-2200 С, 20-40 МПа, в вакууме, в течение 15-45 минут.
Взаимодействие в системе T1B2-W2B5
Бориды переходных металлов обладают комплексом важных для практики физических свойств, и это обстаятельство определяет их постоянное исследование и разнообразное применение в технике [129]. В настоящее время ведутся исследования, направленные на создание спеченных композиционных материа лов на основе TiB2 [130].
Являясь термодинамически стабильным соединением, диборид титана сосуществует с большой группой тугоплавких соединений, поэтому в соответствующих системах ведутся различные исследования, направленные на создание износостойких, конструкционных материалов.
При исследовании фазового строения системы Ti-B-W авторами [131] установлено, что TiB2 сосуществует с боридами вольфрама, в частности с W2B5. Последний также характеризуется интересными для практического использования свойствами [129]. Поэтому, композиционные спеченные гетерофазные материалы в системе T1B2-W2B5 могут оказаться перспективными для применения в технике. В настоящей работе предпринято исследование взаимодействия этих боридов в широком интервале температур и концентраций с целью построения политермического разреза T1B2-W2B5 в тройной системе Ti-B-W. Вышеуказанные бориды имеют гексагональную кристаллическую структуру, однако их параметры отличаются [129] (табл.6), что позволяет предполагать отсутствие непрерывной взаимной растворимости и эвтектический тип диаграммы состояния, описывающий политермический разрез TiB2-W2B5 (по аналогии с разрезами MIVB2-LnB6 [132] в тройных системах MIV-B-Ln).
Подготовка образцов проводилась аналогично выше изложенному. Спеченные, плавленые и отожженные образцы подвергали рентгенофазовому и металлографическому анализам, определяли микротвердость фазовых составляющих. Все исследованные образцы - спеченные и расплавленные - оказались двухфазными. Возможная взаимная растворимость специально не исследовалась, а изменения параметров элементарной ячейки в двухфазных сплавах, близких к индивидуальным соединениям, практически не наблюдаются, вероятно, в силу близости атомных радиусов титана и вольфрама (rTi=l,45 А, rw=l,40 А), если предположить существование частичной взаимной растворимости. Зависимость температуры плавления от концентрации по разрезу TiB2 W2B5 характеризуется наличием минимума, сдвинутого к W2B5. Состав двухфазной смеси с минимальной температурой плавления после плавления и кристаллизации имеет характерную для эвтектики структуру (рис.8). Следовательно, политермический разрез 11B2-W2B5 тройной системы Ti-B-W описывается диаграммой состояния эвтектического типа с составом эвтектики 22 % мол. ТіВг и 78 % W2B5 и температурой плавления эвтектики 2160 С (рис.9).
Анализ известных данных о фазовых соотношениях при постоянной температуре в системах MIV"V-B-W позволяет утверждать, что с W2B5 сосуществуют все бориды MeIV"vB2. Опираясь на ранее изученные и описанные в литературе системы с участием Me В2 и ряда важнейших для практики тугоплавких веществ - LaB6 - MIV"VIB2 [133], В4С - MIV VIB2 [103], SiC - MIV VIB2 [134], установлена важная для этих систем зависимость между содержанием дибори-дов в эвтектике (составом эвтектики) и температурой плавления МВг. А именно, с ростом Тпл. М1У"уВг происходит линейное снижение содержания ди-борида в эвтектике. Кроме того, для всех вышеуказанных систем эти зависимости являются параллельными прямыми (рис.10). В ряду В4С - SiC -LaB6 температура плавления возрастает, что приводит к увеличению содержания диборида в эвтектике систем В4С -МВ2, SiC - МВ2, LaB6 - МВ2 соответственно. Таким образом, если известно содержание диборида титана в эвтектике системы W2B5iB2, то, воспользовавшись данными, приведенными на рисунке 10, и проведя через точку для состава эвтектики в изученной системе W2B5iB2 прямую, параллельную указанным на рисунке, можно оценить составы эвтектик (содержание диборида) в неизученных системах W2B5-MB2: W2B5-CrB2«67%;W2B5-VB2«43%;W2B5-NbB2«32%;W2B5aB2«27%; W2B5-ZrB2«20%;W2B5-HfB2«l 6% мол.
Поскольку W2B5 характеризуется более низкой Тпл. в сравнении В4С и SiC, то следствием этого является снижение содержания МВ2 в эвтектиках систем W2B5 -MeIV"VIB2 по сравнению с эвтектиками в системах В4С - MIV"VIB2, SiC -MIV"VIB2.
Исследование физико-механических свойств спеченных композиций системы B4C-W2B51B2
В работе исследовалось влияние состава композиции, давления гидростатического прессования, температуры спекания, времени изотермической выдержки на структуру и свойства композиций системы B4C-W2B5iB2. После установления состава эвтектики и ее Тпл. в тройной системе, технологические и материаловедческие исследования проводили с целью создания композиций, содержащих максимальное количество В4С и спекающихся до плотного состояния без применения горячего прессования. Опытные образцы готовили по разрезу В4С-тройная эвтектика, предполагая, что жидкофазное спекание будет начинаться при Теп. Тэвт. и будет активироваться при подъеме температуры и смещении состава композиции к составу эвтектики. Для обеспечения появления жидкой фазы с некими реологическими характеристиками и изучения ее влияния на закономерности структурообразования и свойства спеченных композиций были получены композиции по другим разрезам (рис. 20); составы изученных материалов в табл.12. Каждый разрез характеризуется заданным соотношением металлоподобных боридов, разрезам присвоены соответствующие номера; проекции разрезов на плоскость представлены на рисунке 21. Другим важным аргументом в выборе такого широкого концентрационного поля исследований является перспектива применения композиций на основе В4С в случаях, когда лимитирующими становятся весовые характеристики керамических изделий. Указанный "веер" демонстрирует влияние замены более плотного (и менее тугоплавкого) W2B5 на менее плотный, но более тугоплавкий и твердый ТіВг. При такой замене с ростом содержания TiB2 при каждой заданной температуре уменьшается как количество жидкой фазы - расплава, если Тсп. Ттр.эвт., так и ее реологические характеристики, во многом определяющие кинетику спекания и структурообразования композиционных материалов.
Зависимость параметров уплотнения от температуры спекания представлена на рис.22 (табл.13). Установлено, что наибольшее уплотнение композиции с наибольшим содержанием В4С 64,3 % об. при соотношении боридов по разрезу 1 (рис.22, 23) достигается при температуре 2200 С. Уменьшение пористости и увеличение относительной плотности с ростом температуры спекания является очевидным и закономерным и обусловлено увеличением количества жидкой фазы и соответственно большим активирующим воздействием таковой на спекание. Такой же характер носит эта зависимость и для образцов, подвергнутых гидростатическому прессованию при различных давлениях. Важно отметить, что с увеличением температуры спекания, активирующая процесс спекания степень влияния ХИЛ снижается и для многих составов становится практически незначительной.
Таким образом, с уменьшением температуры плавления состава, совпадающим с уменьшением объемного содержания карбида бора и увеличением количества боридных добавок в случае составов с №1 по №6 (разрез 1 (рис.23)) разница в плотности и пористости для обжатых и необжатых образцов становится менее значительной и в конечном итоге стремится практически к нулю (табл.13, рис.22). Так как активирующими спекание факторами являются воздействие температуры, приводящее к росту объемного содержания жидкой фазы и воздействие (ХИЛ), определяющего плотность исходной прессовки, можно утверждать - в изначально более плотных образцах составов с большей температурой плавления (и в данном случае с большим содержанием карбида бора), жидкая фаза, активирующая процесс спекания, появляется при более высоких температурах и первоначальная плотность прессовки оказывает решающее влияние на конечную плотность; соответственно, при низких температурах плавления это влияние нивелируется активирующим действием более значительной по содержанию (при одинаковой температуре) жидкой фазой.
Свойства материалов по разрезам 2-4, 6 представлены в таблицах 14-17.
Зависимости параметров уплотнения и прочности от температуры спекания для композиций системы с соотношением боридов по разрезу 5 представлены на рисунках 24 и 25 (табл. 18).Показано, что композицию (состав №14 на разрезе 5) с наибольшей плотностью (рис.24) и механической прочностью (рис.25), можно получить при температуре 2170 С с выдержкой при этой температуре в течение 30 минут (рис.26, а). Дальнейшее повышение температуры спекания и увеличение изотермической выдержки к значимому уменьшению пористости не приводит, но стимулирует интенсивный рост зерен (рис.26, б), что отрицательно сказывается на механической прочности. Поэтому эту температуру можно считать оптимальной для получения наиболее плотного - 95 % и прочного (550-600 МПа) материала с максимальным содержанием карбида бора до 63,4 % об.
С целью проведения сравнительного анализа влияния способа получения веществ на свойства материалов, а также в определенной степени в качестве возможной альтернативы полученному материалу в системе B4C-W2B5iB2, была исследована композиция, содержащая 30 % мае. В4С и 70% мас. TiB2, полученная в виде смеси указанного состава в Институте Структурной Макрокинетики РАН (п.Черноголовка) СВС-синтезом. С целью удаления остаточного углерода из шихты, как уже упоминалось ранее, в одну из исходных смесей был добавлен оксид бора В20з в количестве 2 % мае. (свыше 100%). Использовали немолотую смесь в исходном виде, а также после виброизмельчения в течение 20 часов в среде изопропилового спирта мелющими телами из дибо-рида титана (материал: мел.тела: спирт = 1: 4,5: 1). В качестве пластификатора использовали 3 % раствор парафина в бензине, давление прессования 100 МПа; часть образцов подвергали ХИП при давлении 300 МПа. Полученные таким образом образцы спекали в графитовом контей нере при Тспек =2170 С в среде особочистого аргона с выдержкой при температуре спекания 1 час; скорость подъема температуры и охлаждения 500 /час (для образцов 6x6x45). Свойства полученных материалов приведены в табл. 19.
Микроструктуры некоторых материалов приведены на рисунке 27.
Установлено, что с увеличением температуры плавления составов (в данном случае параллельно с увеличением содержания карбида бора) увеличение времени изотермической выдержки способствует постепенному уплотнению композиций (табл.20, рис.28), закономерным следствием чего является увеличение прочности при изгибе во временном интервале изотермических выдержек от 0,25 до приблизительно 1 часа (табл.20, рис.29). Аналогичная, однако менее выраженная картина, наблюдается и для образцов, подвергнутых ХИЛ. Для составов с относительно низкой температурой плавления увеличение времени выдержки приводит к менее значимому увеличению плотности, которое сопровождается более заметным падением прочностных характеристик (табл.20, рис.29). Это происходит вследствие того, что существование двух конкурирующих процессов: с одной стороны - уплотнения, обусловленного жидкофазным характером спекания, с другой стороны - роста зерен В4С, которое оказывает противоположно направленное воздействие на прочность спекающейся композиции. Согласно полученным данным, для композиций с содержанием карбида бора до 53,6 % об. В4С (состав №3) интенсивное уплотнение прекращается после 30 минутной выдержки, а процесс роста зерен носит резко возрастающий характер (рис. 29, кривые 5, 6), что приводит к уменьшению прочностных характеристик композиций. По мере увеличения содержания карбида бора для композиций вплоть до 75,5 % об. В4С (состав №5, кривые 3, 4) увеличение времени изотермической выдержки до 60 минут приводит к заметному уплотнению (на 2-6,6%). Возможность уплотнения композиций с содержанием до 87,4 % об. В4С (состав №6, кривые 1, 2) за счет увеличения времени выдержки до 120 минут ограничивается приростом в 1%, то есть близко к погрешности измерения. Микроструктуры исследованных материалов, спеченных с различными выдержками при температуре спекания, представлены на рисунке 30. Установлено, что при давлениях ХИП свыше 0,4 -0,8 ГПа для составов №3 и №1 происходит незначительная порядка 0,3-0,5 % релаксация, связанная, по-видимому, с упругим последействием материала прессовки. Гидростатическое обжатие позволяет получать материалы с более высокими характеристиками прочности ( в 1,5-2 раза) и плотности на 12% в зависимости от состава композиции и оказывает более существенное влияние на композиции с большим содержанием карбида бора, как уже отмечалось выше. Было установлено, что эффективное влияние на плотность получаемых композиций различного состава можно оказывать, используя давление до 800 МПа (табл.21, рис. 31, 32). Применение более высоких давлений не приносит заметного увеличения плотности и прочности и в пределах погрешности эти показатели остаются на том же уровне, что обуславливается отсутствием увеличения плотности прессовки после обжатия с применением более высоких давлений до 1500 МПа.
Анализируя данные, представленные на рисунке 31 (табл.21), можно отметить, что прекращение уплотнения всех представленных составов наблюдается при применении давления ХИП до 0,4 ГПа при температуре спекания 2100 С. Таким образом, данные рисунка 33 свидельствуют о том, что по мере увеличения температуры спекания влияние давления ХИП уменьшается. Применение более высокого, до 0,8 ГПа, давления позволяет незначительно уплотнять композиции только в случае применения температур спекания до 2100 С и для составов с высоким (более 75 % об.) содержанием карбида бора. Иными словами, температура жидкофазного спекания является более действенным фактором по сравнению с давлением изостатического прессования более 0,8 ГПа.
Получение сопел для гидроабразивной резки
В качестве технического задания стало получение изделий цилиндрической формы в виде стержня с наружным 09 мм, внутренним 01мм и длиной 85 мм. Сопло должно иметь относительную плотность не менее 97-98 % и обладать высоким сопротивлением износу. На основании технического задания в сотрудничестве с ЦНИИМ была разработана прессформа, предназначенная для получения сопел методом холодного изостатического прессования (ХИЛ). Конструкция прессформы представлена на рис.35 (в масштабе 1:1).
Прессформа состоит из жесткого металлического кожуха с отверстиями, предназначенными для проникновения масла в полость между жестким и эластичным герметизирующим кожухом. Эластичный кожух представляет собой шланг из маслостойкой резины или кремнийорганических полимеров. Для оформления внутреннего капилляра присутствует полированный металлический стержень, который центруется за счет собственного проникновения в тело верхней и нижней герметизирующих заглушек, внутренняя поверхность которых (находящаяся в контакте с порошком) также полирована.
Технология получения сопел для гидроабразивной резки на основе состава №14, выбранного исходя из оптимального содержания карбида бора в сочетании с максимальной относительной плотностью после спекания, состоит из операций, представленных на рисунке 36. Совместный помол компонентов шихты осуществлялся в течение 60 часов в среде этилового спирта в вибромельнице мелющими телами цилиндрической формы из диборида титана диаметром 8 мм и высотой 10 мм. Шихта измельчалась в соотношении М:МТ:С=1:4,6:1; после помола подвергалась сушке в течение 4 часов в вакуумном шкафу при конечной температуре 60С; высушенную шихту отсеивали от мелющих тел и пластифицировали раствором парафина в бензине. Парафиновая связка вводилась в шихту при непрерывном ее перемешивании в количестве 2%мас (в пересчете на чистый парафин). Пластифицированную парафином смесь "суши ли" с помощью электрического фена при температуре 50 С и первоначально протирали через сито с диаметром ячейки 1 мм с целью разрушения образовавшихся после сушки комков и получения "зародышей" для будущих гранул. Гранулирование осуществляли в барабанной мельнице в течение 1 часа. Затем получившиеся гранулы отсеивали по фракционному составу. Крупные гранулы ( 2мм), а также шихту, налипшую на стенки барабана, протирали через сито и заново вместе с мелкими гранулами ( 0,5мм) отправляли на повторное гранулирование. Получившийся гранулированный порошок подвергали холодному изостатическому прессованию (ХИЛ), для этого из прессформы извлекалась верхняя заглушка (рис.35, б), форма заполнялась гранулированным порошком и параллельно с заполнением утрясается с целью равномерного распределения гранул; снаряженная порошком прессформа представлена на рисунке 36, в. С целью улучшения скольжения металлического стержня при извлечении его из отпрессованной заготовки перед прессованием на поверхность стержня наносился либрикант на основе парафина толщиной несколько микрометров.
Используя метод проб и ошибок были выявлены некоторые особенности получения сопел. Размер гранул используемых при прессовании в принципе может составлять от 0,5 до 2 мм. Давление прессования, позволяющего получать относительно низкий процент брака, обусловленного высоким коэффициентом трения между металлическим стержнем и абразивной прессовкой, должно составлять 0,4-0,6 ГПа. Количество парафина, взятого в качестве пластификатора - от 2 до 4 % мас. в зависимости от средней плотности шихты и дисперсности фазовых составляющих. Варьируя размер гранул и давление гидростатического прессования, можно в случае необходимости получать прессовку с различным наружным диаметром. Влияние гранулометрического состава на наружный диаметр получаемой заготовки оказывается обратно пропорциональным, то есть чем больше размер гранул, загружаемых в преесформу, тем меньше наружный диаметр получаемой заготовки и наоборот. Такая зависимость наблюдается, вероятно, потому, что плотность крупных ( 1-1,5 мм) гранул меньше, таким образом, в случае их использования существенно снижается плотность загрузки. Использование гранул ( 1,5-2 мм) может привести к появлению различных дефектов, выраженных в резком сужении диаметра верхней части прессовки. Полученные заготовки подвергали черновой обработке на специальном абразивном круге с целью выравнивания наружного диаметра стержня. Таким образом, зная линейную усадку шихты при спекании, и изменяя давление прессования, количество и природу пластификатора, гранулометрический состав с использованием ситового анализа, можно снизить затраты на черновую и последующую (чистовую) обработку полученных после спекания изделий, что особенно существенно для износостойких изделий.
Полученные после черновой обработки изделия "сушили" в вакуумном шкафу при температуре 120С в течение 3 часов с целью частичного удаления пластификатора, а затем спекали в графитовой печи сопротивления в среде аргона с Ризб.=0,1-0,14 МПа при температуре 2170 С на графитовых подставках. Подъем температуры в печи до 800С осуществляли со скоростью 200 /час в вакууме; при этом из образцов удалялись остатки пластификатора. При достижении температуры 800С пространство печи заполнялось аргоном высокой чистоты. Далее скорость подъема температуры составляла 300 /час. Выдержка при заданной температуре 0,5 часа. Скорость охлаждения опытных образцов указанных типоразмеров составляла 200 /час. Затем полученные изделия обрабатывали на бесцентровом шлифовальном станке до заданных размеров. Изготовленные образцы были переданы на испытания, которые продемонстрировали перспективность проведенной разработки.
