close

Вход

Забыли?

вход по аккаунту

?

Патент BY18964

код для вставкиСкачать
ОПИСАНИЕ
ИЗОБРЕТЕНИЯ
К ПАТЕНТУ
РЕСПУБЛИКА БЕЛАРУСЬ
(46) 2015.02.28
(12)
(51) МПК
НАЦИОНАЛЬНЫЙ ЦЕНТР
ИНТЕЛЛЕКТУАЛЬНОЙ
СОБСТВЕННОСТИ
(54)
BY (11) 18964
(13) C1
(19)
B 22F 3/16
B 22F 3/26
C 22C 33/02
C 22C 38/12
(2006.01)
(2006.01)
(2006.01)
(2006.01)
СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ КОМПОЗИЦИОННОГО МАТЕРИАЛА
(21) Номер заявки: a 20101524
(22) 2010.10.25
(43) 2012.06.30
(71) Заявитель: Черниенко Василий Васильевич (BY)
(72) Автор: Черниенко Василий Васильевич (BY)
(73) Патентообладатель: Черниенко Василий Васильевич (BY)
(56) UA 87707 С2, 2009.
UA 30432 A, 2000.
SU 513112, 1976.
SU 467137, 1975.
SU 587172, 1978.
RU 2185930 C1, 2002.
BY 18964 C1 2015.02.28
(57)
Способ получения композиционного материала, при котором формируют матрицу
прессованием порошка железа, в который добавлено 8 мас. % вольфрама, или порошка
железа, легированного вольфрамом, формируют брикет эвтектического пропитывающего
сплава из смеси порошков железа, бора и легирующего компонента - ниобия или ниобия и
молибдена, укладывают брикет на поверхность матрицы, совместно нагревают брикет и
матрицу до температуры плавления эвтектического пропитывающего сплава, пропитывают им матрицу и проводят жидкофазное спекание при температуре 1373-1573 К с выдержкой 60-90 мин.
Изобретение относится к области порошковой металлургии и композиционных материалов и может быть использовано для получения данного типа материалов на основе железа, легированного тугоплавкими металлами.
Известен композиционный материал, легированный вольфрамом [1].
Представленный композиционный материал содержит вольфрам при следующем соотношении компонентов, мас. %;
молибден
1-2
вольфрам
2-6
бор
1-1,2
железо
остальное.
Порошки железа, легированного 2-6 мас. % вольфрама, и железа, легированного
4-6 мас. % молибдена с 4 мас. % бора, смешивают в соотношении 10 ± 3 и прессуют в
брикеты (матрицы) при давлении 500 МПа, брикеты спекают при температуре пропитки
(Fe-Mo-B), равной 1523 К, с выдержкой 15 мин и последующим охлаждением с печью.
Полученный материал представляет собой сплав, состоящий из двух фаз - основной
(68-71 %) и эвтектической (29-32 %). Пористость материала не превышает 1 %.
Временное сопротивление разрыву композиционного материала составляет 610-750 МПа,
твердость 22-33 HRC.
BY 18964 C1 2015.02.28
Однако при создании данного материала не установлен механизм взаимодействия легирующих компонентов - молибдена и вольфрама с основными компонентами - железом и
бором, не определено влияние молибдена и вольфрама на образование боридных соединений в эвтектическом сплаве композиционного материала.
Известен более близкий по сущности способ получения материала [2], который принят в качестве прототипа.
В данном способе для частичного замещения железа или бора в боридных соединениях эвтектического сплава применяют легирующие компоненты с ds5-ds10-конфигурациями
группы металлов (Mn, Co, Ni, Cr, Mo, W, V, Nb, Ta) или sp3-d3-конфигурациями группы
металлов (Al, La), проводят согласование между составляющими боридных соединений
Fe2B и FeB с указанными легирующими компонентами для преобразования их в сложные
боридные соединения типа (Fe,Me)2B и (Fe,Me)B с учетом, что каждый из легирующих
компонентов имеет свой, отличный от других, температурный режим растворения в сложных боридах, который определяют по экстремумам их экзотермических реакций, протекающих при Т = 1523-2573 К, в результате чего покрывают поверхности каркаса боридными
соединениями и охлаждают полученные материалы вместе с печью.
Однако в данном способе не раскрыты особенности взаимодействия основных и легирующих компонентов с учетом различия их электронных структур по энергетическому
потенциалу, согласно которому одни металлы (Mo, Nb) входят в боридные соединения, а
атомы вольфрама (W) остаются в твердом растворе эвтектики или в составе основного материала, т.е. в составе матрицы, полученной из легированного порошка.
Задачей изобретения является раскрытие механизма взаимодействия тугоплавких
компонентов, прежде всего молибдена и вольфрама, при их совместном содержании в
композиционном материале с эвтектической фазой на основе железа и бора, а также основания и экспериментального подтверждения избирательного легирования одним из них
матрицы, а другим - эвтектического сплава и определения влияния электронной структуры с различными конфигурациями валентных электронов на образование смешанных или
однотипных фаз в композиционном материале.
Поставленная задача достигается следующим образом: формируют матрицу прессованием порошка железа, в который добавляют 8 мас. % вольфрама или порошка железа, легированного вольфрамом, формируют брикет эвтектического пропитывающего сплава из
смеси порошков железа, бора и легирующего компонента - ниобия или ниобия и молибдена,
укладывают брикет на поверхность матрицы, совместно нагревают брикет и матрицу до
температуры плавления эвтектического пропитывающего сплава, пропитывают им матрицу
и проводят жидкофазное спекание при температуре 1373-1573 К с выдержкой 60-90 мин.
Сущность изобретения поясняется рисунками дериватограмм, графиками распределения элементов в композиционных материалах, диаграммами зависимости свойств композиционных материалов от содержания в них легирующих компонентов и энергетических
потенциалов, обусловленных уровнем валентной связи электронных конфигураций валентных электронов, микроструктурой характерных участков боридных и ферритных фаз,
и таблицами их механических свойств.
Фиг. 1 - диаграмма зависимости прочности (σВ) и пластичности (δ) ниобия (1), молибдена (2) и вольфрама (3) в композиционных материалах типа Fe- (Fe,Me - 4 % B).
Фиг. 2 - диаграмма зависимости абсолютного удлинения композиционных материалов
от нагрузки при определении модуля упругости в системах: 1 - Fe- (Fe - 4 % BД2 - 4 % B),
2 -Fe- (Fe - 8 % W - 4 % В).
Фиг. 3 - изменение атомных орбиталей при возрастании атомного номера нейтральных атомов.
Фиг. 4 - дериватограммы (Т, ТВ, ДТВ, ДТА) прессовки из железного порошка марки
ПЖ2М - порошок железный мелкий).
2
BY 18964 C1 2015.02.28
Фиг. 5 - фрагмент дериватограммы (Т, ТВ, ДТВ, ДТА) прессовки из углеродистой стали Fe - 8 % W.
Фиг. 6 - дериватограммы (Т, ТВ, ДТВ, ДТА) пропитывающего сплава системы Fe- (Fe 8 % W - 4 % B).
Фиг. 7 - график распределения элементов КМ системы Fe- (Fe - 8 % W - 4 % B) и его
микроструктуры; 1 - в поглощенных электронах (× 1000), 2 - в рентгеновском излучении
(× 1000), 3 - общий вид участка в световых лучах (× 320), 4 - отдельные фазы в световых
лучах (× 500), 5, 6 - вид в пограничной зоне между боридной фазой и основным металлом
в электронном излучении (× 13300).
Фиг. 8 - дериватограмы эвтектического сплава системы Fe - 2 % Nb - 4 % B.
Фиг. 9 - дериватограммы (Т, ТВ, ДТВ, ДТА) КМ системы Ст.(Fe - 8 % W) - (Fe - 2 %
Nb - 4 % B).
Фиг. 10 - микроструктура КМ системы Fe- (Fe - 2 % Nb - 4 % B); 1 - общий вид участка КМ в световых лучах (× 500), 2 - участки боридной фазы КМ в электронном излучении
(× 13300).
Фиг. 11 - дериватограммы (Т, ТВ, ДТВ, ДТА) эвтектического сплава системы Fe - 4 %
Mo - 4 % B.
Фиг. 12 - дериватограммы (Т, ТВ, ДТВ, ДТА) КМ системы Ст.(Fe - 8 % W) - (Fe - 4 %
Mo - 4 % B).
Фиг. 13 - микроструктура КМ системы Fe- (Fe - 3,5 % Mo - 4 % B); 1 - общий вид участка
КМ в световых лучах (× 500), 2 - участок боридной фазы в электронном излучении (× 13300).
Фиг. 14 - микроструктура КМ системы Fe- (Fe - W - B), где 2, 8 - Fe- (Fe - 14 % W2B5) B
световых лучах (× 500) после спекания (1-2) B вакууме, 8 - в световых лучах (× 450) после
спекания в водороде, 3,7 - Ст. (Fe - 8 % W) - Ст. (Fe - 5 % Mo) - 4 % B, где 5, 7 - участки
поверхностного слоя матрицы (Fe - 6 % W) B световых лучах (× 200 и 400), 3,4 (× 160),
6 (× 320).
Каждый из легирующих компонентов образует с железом и бором эвтектические
сплавы, которые служат отличными пропитывающими материалами для железа и стали.
Содержание эвтектики в железоборидных композициях составляет 25-30 мас. % и при
усадке 1-2 % соответствует объему пор. Содержание бора в эвтектике не превышает
1 мас. %, а содержание легирующих металлов соответствует от 1,8 до 2,83 мас. %.
При легировании эвтектики ниобием, молибденом и вольфрамом в ее объеме образуются два типа боридных соединений (Fe, Ме)2B и (Fe, Ме)B, где Me - легирующий металл.
Вместо бора для образования эвтектических сплавов применяли также его соединения с
металлами типа NbB2, Mo2B5, которые после расплавления в эвтектике образуют с бором,
железом и освободившимися от химической связи металлами соединения (Fe, Ме)2B и
(Fe, Ме)B, в которых железо составляет 75-95 мас. %. Путем изменения состава и содержания легирующих компонентов (фиг. 1-2) можно изменить механические и теплофизические свойства композиционных материалов (КМ).
Однако при использовании пропитывающих сплавов для пропитки матриц из стальных порошков или блоков из стальных пластин, игл и отдельных составных частей возникла необходимость определения природы физико-химических факторов взаимодействия
между основными (бором и железом) и легирующими компонентами.
Проведенные испытания КМ, содержащих молибден и вольфрам, показали, что в качестве матрицы необходимо применять прессовки из стального безуглеродистого порошка Fe - 2-8 мас. % W, а для создания эвтектического сплава - прессовки из смеси порошков
железа, бора и легирующих компонентов молибдена и ниобия. При этом легирующие
компоненты могут находиться как в свободном, так и в химически связанном состоянии.
Дело в том, что порошок Fe-Mo растворяется в эвтектическом сплаве и атомы молибдена участвуют в образовании обоих типов боридных соединений, а порошок Fe-W, находящийся в составе матрицы, сохраняет свою цельность при T = 1373-1653 К с выдержкой
20-90 мин.
3
BY 18964 C1 2015.02.28
Столь уникальная возможность одновременного упрочнения матрицы и эвтектического сплава тугоплавкими компонентами достигается благодаря тому, что атомы молибдена
(d5s1) имеют большую энергию электронных орбиталей, чем атомы вольфрама (d4s2)
(фиг. 3) на величину ∆n, а также большую электроотрицательность атомов [3].
Величина энергии ∆n оказывается достаточной для распознавания и присоединения
атомов молибдена к атомам бора и преобразования соединений Fe2B и FeB в (Fe, Ме)2B и
(Fe, Ме)B без участия вольфрама.
То же самое наблюдается при одновременном использовании в составе эвтектики молибдена и ниобия, у которого еще больший потенциал энергии орбиталей, чем у молибдена, хотя из-за различия их электронных структур, обладающих ds6(Mo)- и ds5(Nb)конфигурациями, молибден участвует в образовании обоих типов боридных соединений
(Fe, Ме)2B и (Fe, Ме)B, а ниобий отдельно или совместно, с оставшейся частью атомов
молибдена в твердом растворе эвтектики, входит в составы соединений одного типа (Fe, Ме)B.
Оба элемента (Mo и Nb) имеют больший эффективный заряд атомов, чем у атомов железа, и за счет этого частично замещают один из атомов железа в соединении Fe2B и преобразовывают его в (Fe, Ме)2B, а затем в (Fe, Ме)B без изменения содержания бора в
эвтектике:
.
В последнем электронном уравнении один из электронов атома железа (4s) не участвует в химической связи компонентов.
В данном соединении (Fe, Mo, Nb)B все атомы металлов присоединяются к атому бора
с d5/ds5-конфигурацией, имеющей самую высокую в периодической системе элементов
энергетическую стабильность. Атом ниобия присоединяется к атому бора по донорноакцепторному механизму, используя для этого все пять валентных электронов.
Приведенные аналитические результаты подтверждены экспериментально путем
дифференциально-термического и микрорентгеноспектрального анализов.
Комплексный анализ проводили в следующем порядке: сначала исследовали процесс
спекания (в аргон) отдельных элементов, которые использовали для формирования матриц, в частности прессовок из железного порошка марки ПЖ2М (фиг. 4) и стального порошка Fe-W (фиг. 5).
В процессе нагрева данных материалов до температуры 1023 и 1183 К определили
точку Кюри железа и его переход в состояние γ-Fe. При этом выяснили, что данный переход в легированном порошке Fe-W проявляется на кривой энтальпии весьма слабо, что
вызвано содержанием в нем 8 мас. % вольфрама, атомы которого не претерпевают изменения α-состояния.
Аналогично определили температуру плавления эвтектического сплава Fe - 8% W 4 % B (фиг. 6). Реакция протекает в пределах температур 1393-1453 К, а также установили
температуру преобразования соединения (Fe, W)2В в (Fe, W) B при T = 1513-1593 К с экстремумом протекания экзотермической реакции при Т = 1553 К.
Как видно из графика распределения элементов в КМ системы Fe- (Fe - 8 % W) - 4 %
B)), в состав боридного соединения типа (Fe, Me)B входит до 4-5 % бора и 5 % W. Следовательно, в составе исходного соединения типа (Fe, Me)2B осталось 3 % W. Его общее содержание в КМ составляет 2,83 мас. % W.
Распределение вольфрама в эвтектическом сплаве (фиг. 7), согласно изображению,
полученному в поглощенных электронах и в рентгеновском излучении, равномерное. Об4
BY 18964 C1 2015.02.28
щий вид эвтектики, его отдельных фаз и их кристаллического состояния, в электронном
излучении (×13300) показывают, что в процессе жидкофазного спекания КМ происходит
надежное соединение его железной матрицы с эвтектическим сплавом.
На фиг. 8 приведена дериватограмма эвтектического сплава Fe - 2 % Nb - 4 % B, из которой видно, что структуризация эвтектики происходит при Т = 1473-1553 К с экстремумом образования боридного соединения типа (Fe, Me)/B при Т = 1493 К. При охлаждении
эвтектики на кривой энтальпии ДТА1 образуются два экстремума, которые указывают на
то, что боридные фазы кристаллизуются поочередно в пределах температур 1473-1293 К.
При пропитке данным сплавом матрицы из легированного железного порошка Fe 8 мас. % W процесс образования эвтектики не изменяется (Т = 1383-1473 К). Некоторое
возвышение кривой ДТА при Т = 1443 К вызвано частичным растворением основного металла в процессе пропитки в результате взаимодействия жидкой и твердой фаз КМ. При
этом диапазон структуризации эвтектики расширяется до Т = 1623 К за счет того, что увеличивается объем преобразования фазы Fe2B в (Fe, Nb)B. На кривой ДТА1 образуются два
экстремума при Т = 1653 К и при Т = 1353 К. Это означает, что боридная фаза типа
(Fe, Nb)B кристаллизуется раньше, чем фаза Fe2B, которая находится в течение 15 мин
еще в жидком состоянии.
По высоте экстремума энтальпии ДТА1 и длительному промежутку протекания процесса структуризации на кривой ДТА, который составляет 20 мин, можно судить о высокой эффективности преобразования боридной фазы Fe2B в (Fe, Nв)B (больше 50 %).
Микроструктура композиционного материала, содержащего ниобий, приведена на
фиг. 10.
Анализ процесса образования эвтектического сплава Fe - 4 % Mo - 4 % B (фиг. 11) показывает, что плавление эвтектики и ее структуризация протекают в пределах температур
1383-1553 К. Образование боридного соединения типа (Fe, Mo)B происходит при Т = 1543 К.
При пропитке им матрицы из порошка Fe - 8 мас. % W плавление эвтектики протекает в
пределах температур 1393-1443 К, а ее структуризация при T = 1493-1613 К. Причина более длительного протекания процесса структуризации также связана с увеличением объема
образования боридной фазы типа (Fe, Me)B, объем которой еще выше, чем у ниобийсодержащей эвтектики.
Микроструктура КМ, содержащего молибден в эвтектическом сплаве, после пропитки
им железной матрицы (фиг. 13) и после пропитки матрицы из стального порошка Fe 6 мас. % W (фиг. 14) отличается только тем, что в поверхностном слое матрицы (Fe-W)
образуется слоистый кольцеобразный сплав эвтектики и вольфрама, благодаря которому
прочность КМ повышается от 530-560 до 740-750 МПа. Данные участки показаны на
фиг. 14. Другие участки эвтектики, которые расположены в объемах капилляров, идентичны по структуре с КМ, полученными в вакууме и в среде водорода на основе прессовок из железа.
Таким образом, согласно заявленному способу, установлена возможность одновременного упрочнения тугоплавкими металлами как основного металла (матрицы), так и
пропитывающего сплава КМ.
Источники информации:
1. А.с. СССР 513112, МПК С 22С 38/12, 1976.
2. Патент Украины 87707, МПК C 22С 32/02, 2009.
3. Григорович В.К. Электронное строение и термодинамика сплавов железа. - М.:
Наука, 1970. - С. 27, рис. 11.
5
BY 18964 C1 2015.02.28
Фиг. 1
Фиг. 2
Фиг. 3
Фиг. 4
6
BY 18964 C1 2015.02.28
Фиг. 5
Фиг. 6
7
BY 18964 C1 2015.02.28
Фиг. 7
Фиг. 8
Фиг. 9
8
BY 18964 C1 2015.02.28
Фиг. 10
Фиг. 11
Фиг. 12
9
BY 18964 C1 2015.02.28
Фиг. 13
Фиг. 14
Национальный центр интеллектуальной собственности.
220034, г. Минск, ул. Козлова, 20.
10
Документ
Категория
Без категории
Просмотров
27
Размер файла
3 604 Кб
Теги
by18964, патент
1/--страниц
Пожаловаться на содержимое документа