close

Вход

Забыли?

вход по аккаунту

?

Патент BY18965

код для вставкиСкачать
ОПИСАНИЕ
ИЗОБРЕТЕНИЯ
К ПАТЕНТУ
РЕСПУБЛИКА БЕЛАРУСЬ
(46) 2015.02.28
(12)
(51) МПК
НАЦИОНАЛЬНЫЙ ЦЕНТР
ИНТЕЛЛЕКТУАЛЬНОЙ
СОБСТВЕННОСТИ
(54)
BY (11) 18965
(13) C1
(19)
B 22F 3/16 (2006.01)
B 22F 3/26 (2006.01)
C 22C 33/02 (2006.01)
СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ ОБЪЕМНОБОРИРОВАННОГО
КОМПОЗИЦИОННОГО МАТЕРИАЛА НА ОСНОВЕ ЖЕЛЕЗА
(21) Номер заявки: a 20101621
(22) 2010.11.15
(43) 2012.06.30
(71) Заявитель: Черниенко Василий Васильевич (BY)
(72) Автор: Черниенко Василий Васильевич (BY)
(73) Патентообладатель: Черниенко Василий Васильевич (BY)
(56) UA 30432 A, 2000.
UA 85110 C2, 2008.
US 4518441, 1985.
BY 18965 C1 2015.02.28
(57)
Способ получения объемноборированного композиционного материала на основе железа, при котором формируют пористую матрицу прессованием из железного порошка
или собиранием из стальных игл, формируют эвтектический состав в виде брикета из смеси порошков железа, бора и легирующих металлов V, и/или Nb, и/или Ta, укладывают
брикет на поверхность матрицы, нагревают матрицу и брикет до температуры плавления
эвтектического состава, пропитывают им матрицу и осуществляют жидкофазное спекание
при температуре 1413-1513 К с выдержкой 60-90 мин.
Способ относится к области порошковой металлургии и композиционных материалов
и может быть использован для создания на основе железа объемноборированных материалов или покрытия стальных деталей боридными соединениями типа (Fe,Me)B.
Известный способ объемного борирования [Черниенко В.В., Машков А.К. Способ получения объемноборированных материалов // Порошковая металлургия. - 1977. - № 11. С. 26-29], принятый в качестве аналога.
Сущность способа заключается в том, что пористую железную матрицу, в состав которой добавляют 1-3 или 6-7 мас. % бора, предварительно борируют при T = 1073-1173 K
с выдержкой 6-8 ч, а затем пропитывают борированную матрицу эвтектическим сплавом
системы железо-бор-ниобий-молибден при T = 1473 K с выдержкой 12-15 мин. После борирования твердость полученного композиционного материала повышается в 2-3 раза без
закалки.
Однако данный способ имеет ряд недостатков: при повышении количества бора в
матрице до 3 мас. % уменьшается прочность композиционного материала в 2 раза; образование двух типов боридных соединений осуществляется за счет дополнительного содержания бора в матрице до 6-7 мас. %, что приводит к увеличению стоимости материала
в 2,5 раза; не обеспечивается получение сложного боридного соединения типа (Fe,Me)B в
связи с малой продолжительностью процесса жидкофазного спекания (12-15 мин); не установлена возможность получения в эвтектическом сплаве только боридных соединений
типа (Fe,Me)B.
BY 18965 C1 2015.02.28
Известный также более близкий по сути способ борирования [Патент Украины 30432,
2000], который принят в качестве прототипа.
Сущность способа заключается в том, что процесс борирования железной матрицы проводят с помощью пропитывающего сплава железо-бор эвтектического состава с добавками
легирующих компонентов и, благодаря этому, жидкофазное спекание, получение в объеме
жидкой фазы двух боридных соединений (Fe,Me)2В и (Fe,Me)B и их избирательное лоегирование проводят при T = 1523-1573 K в течение 60-90 мин в вакуумной печи, а кристаллизацию осуществляют путем охлаждения композиционного материала вместе с печью.
Однако в данном способе не установлены факторы, которые влияют на создание эвтектических сплавов с образованием высокостабильных боридных соединений и возможности преобразования эвтектики в однотипную по свойствам боридную фазу.
Задачей изобретения является раскрытие механизма процессов получения композиционного материала с эвтектическим сплавом на основе системы железа-бор и легирующими компонентами, которые способны преобразовать эвтектический сплав в боридную
фазу типа (Fe,Me)B не за счет повышения содержания в нем бора, а путем частичной замены атомов железа в исходном соединении эвтектики Fe2B легирующими металлами с
высоким уровнем стабильности электронной структуры атомов с d5-конфигурацией за
счет приобретения более высоких характеристик, чем у железа, энергии электронных орбиталей и атомного потенциала.
Поставленная задача достигается следующим образом: формируют пористую матрицу
прессованием из железного порошка или собиранием из стальных игл, формируют эвтектический состав в виде брикета из смеси порошков железа, бора и легирующих металлов V,
и/или Nb, и/или Ta, укладывают брикет на поверхность матрицы, нагревают матрицу и брикет до температуры плавления эвтектического состава, пропитывают им матрицу и осуществляют жидкофазное спекание при температуре 1413-1513 K с выдержкой 60-90 мин.
Экспериментально установлено, что при использовании данного способа достигается
повышение характеристик механических и теплофизических свойств композиционных
материалов на основе железа:
1. Повышается прочность композиционных материалов, содержащих ниобий и тантал,
в сравнении с базовой системой до 460-500 МПа со снижением пластичности до 1-2 %.
2. Повышается термомеханическая стойкость композиционных материалов, содержащих ниобий, которая на два порядка выше, чем у серого чугуна, и 6-8 раз выше, чем у базовой системы. При этом ниобийсодержащие КМ, при меньшем в три раза содержании
легирующего металла, имеют очень близкую по величине степень термомеханической
стойкости с КМ, содержащем молибден, а при совместном содержании молибдена с ниобием в КМ достигается еще большая величина.
3. Повышается длительная прочность КМ, содержащего ванадий в 7,5 раз в сравнении
с базовой системой.
Сущность изобретения объясняется дериватограммами спекания (Т, ТВ, ДТВ, ДТА) и
охлаждения (Т1, ТВ1, ДТВ1, ДТА1) композиционных материалов, диаграммами их свойств,
графиками элементного состава и электронной структуры боридных соединений эвтектической составляющей исследуемых композиций, таблицами механических и теплофизических свойств композиционных материалов (КМ) и их микроструктуры.
Фиг. 1. Дериватограммы создания (Т,ТВ, ДТВ, ДТА) и охлаждения (Т1, ТВ1, ДТВ1,
ДТА1) пропитывающего сплава системы Fe-(Fe - 2 мас. % Nb - 4 мас. % B).
Фиг. 2. Дериватограммы спекания (Т,ТВ, ДТВ, ДТА) и охлаждения (Т1, ТВ1, ДТВ1,
ДТА1) КМ системы Fe-(Fe - 4 мас. % ВД2 - 6 мас. % Мо2 - 4 мас. % В), где ВД2 и Мо2 ферросплавы ванадия и молибдена. Цифры обозначают класс ферросплава. Чем меньше
цифра, тем меньше в их составах серы, фосфора, углерода и т.п., которые не влияют на
образование эвтектики в КМ.
Фиг. 3. Дериватограммы спекания (Т, ТВ, ДТВ, ДТА) и охлаждения (Т1, ТВ1, ДТВ1,
ДТА1) КМ системы Fe-(Fe - 2 мас. % ВД2- 2 мас. % Нб1 - 3 мас. % ХрБ2 - 3 мас. % Mo2- 4
2
BY 18965 C1 2015.02.28
мас. % В), где в качестве легирующих компонентов применялись ферросплавы ванадия
(ВД2), ниобия (Н61), хрома безуглеродистого (ХрБ2) и молибдена (Mo2).
Фиг. 4. График распределения элементов в КМ системы Fe-(Fe - 1,5 мас. % Nb - 4,5
мас. % Mo - 4 мас. % В) и его микроструктура: 1,2 - в поглощенных электронах (×1000) в
продольном (п. 1) и поперечном (п. 2) направлении роста стержневых включений (темные
участки) боридных соединений типа (Fe,Me)B в объеме фазы боридных соединений типа
(Fe,Me)2B (светлые участки). На графике видно, что ниобий участвует в образовании
только боридных соединений типа (Fe,Me)B.
Фиг. 5. График распределения элементов в КМ системы Fe-(Fe - 2 мас. % ВД2 - 2
мас. % Н61 - 3 мас. % ХрБ2 - 3 мас. % Mo2 - 4 мас. % В) и его микроструктура: 1 - общий
вид боридной фазы в электронном излучении (×13300); 2,3 - распределение элементов V
(п. 2) и Cr (п. 3) в рентгеновском излучении (×1000); 4,5- изображение боридной фазы
(Fe,Me)B (темные участки) в объеме фазы (Fe,Me)2B (светлые участки) в поглощенных
электронах (×1000). В рентгеновском излучении фаза Fe,Me)B (п. 2-3) сливается с фоном
железной матрицы, в то время как в поглощенных электронах она (п. 3) имеет четкое изображение. Из графика видно, что ванадий не участвует в образовании соединений типа
(Fe, Nb, Mo)B, а образует с частью атомов ниобия отдельную фазу данного типа.
Фиг. 6. Фрагменты изображения микроструктуры, приведенной на фиг. 5, п. 4-5). Фото увеличено в два раза, из которого видно, что эвтектический сплав представляет смесь
боридных фаз двух типов (Fe,Me)B и (Fe,Me)2 B.
Фиг. 7. Микроструктура КМ системы Fe-(Fe- 6 % VB2) в световых лучах (×500), где
ванадий применяли в составе боридного соединения VB2. Согласно данному изображению
видно, что боридная фаза типа (Fe,V)B распределяется в объеме фазы Fe2B. Согласно величине отпечатков алмазной пирамиды идентора видно, что твердость эвтектики в 4 раза
выше твердости ферритной основы.
Фиг. 8. Микроструктура КМ системы Fe-(Fe - 10 мас. %NbB2): 1,2 - в световых лучах
(х×500); 3-5 - в электронном излучении (×13300). Фото (п. 5) увеличено в два раза. Согласно изображенному участку эвтектики (п. 1) видно, что включения боридной фазы типа (Fe,Nb)B равномерно распределяются в объеме фазы типа Fe2B. В КМ, который
спекали в среде водорода, в эвтектическом сплаве образуются включения борогидридной
фазы (темные участки), благодаря которым термомеханическая стойкость КМ повышается
от 20000 до 30000 циклов (до разрушения).
Фиг. 9. Микроструктура КМ системы Fe-(Fe - 9 мас. % TaB2): 1,2 - в световых лучах
(×500). Согласно изображенному участку эвтектики (п. 1) выявлена граница между двумя
боридными фазами типа с одним (в верхней части) и двумя (в нижней части) атомами тантала в данном соединении. При выдержке в процессе жидкофазного спекания более 30
минут весь эвтектический сплав превращается в однотипную по составу и свойствам фазу
железо-бор-тантал (п. 2), твердость которой составляет 70 HRC без закалки.
Фиг. 10. Микроструктура КМ в световых лучах (×320) после испытания на окалиностойкость при T = 1296 K в течение 800 ч: 1 - Fe-(Fe-10 мас. % NbB2); 2 - Fe-(Fe- 3 мас. %
CrB2 - 5 мас. % NbB2); 3,4- Fe- (Fe - 9 мас. % ТаВ2).
Фиг. 11. Микроструктура КМ в световых лучах (×5000) после выдержки на термическую
стойкость при T = 1073 K в течение 6 ч: 1,2 - Fe-(Fe - 4 мас. % В); 3 - Fe-(Fe - 6 мас. % VB2);
4 - Fe- (Fe - 9 мас. % TaB2). Согласно представленным изображением (п. 3-4) видно, что
диффузионные поры в КМ, легированных ванадием или танталом, в десятки разов меньшие, чем в базовой системе (п. 1-2).
Композиционные материалы (КМ) получали путем пропитки матриц из железа или
стали эвтектическими сплавами системы железо-бор и последующего жидкофазного спекания с одновременным борированием матрицы и легированием бором и металлами группы ванадия (V, Nb, Ta) боридных соединений, которые образуются в составх
эвтектических сплавов.
3
BY 18965 C1 2015.02.28
В качестве составных компонентов матрицы и эвтектического сплава применяли прессовки из порошковых материалов или игольчатые блоки для матриц. Для этой цели использовали, как отдельные технически чистые (электролитические) порошки, так и
порошки боридных соединений типа MeхBу и порошки ферросплавов ванадия (ВД2), ниобия (Нб1) и др.
Бор применяли, как в виде отдельного аморфного порошка, так и в составах (указанных выше) боридных соединений. При образовании эвтектических сплавов боридные соединения металлов и твердые частицы ферросплавов растворяются в нем и каждая из их
составляющих превращается в отдельный основной или легирующий компонент.
Для оценки влияния легирующих металлов на структуру и свойства боридных соединений эвтектичяеского сплава γ-Fe + Fe2B и частичного преобразования его боридной
фазы Fe2B в (Fe,Me)B проводили комплексное исследование, включающее дифференциально-термический, гравиатацийно-метрический, химический, микрорентгеноспектральный и
микроструктурный анализы, а также подвергали испытанию полученные КМ на прочность,
пластичность, твердость, термомеханическую стойкость, окалиностойкость и термическую стойкость. Кроме того, проводили аналитический анализ электронной структуры боридных соединений эвтектики с последующим экспериментальным подтверждением,
создаваемой структуры, по изменению теплосодержания (энтальпии) их образования.
Согласно приведенным микроструктурам КМ, содержащим ванадий (фиг. 6-7), ниобий (фиг. 8) и тантал (фиг. 9), видно, что включения боридных фаз типа (Fe,Me)B располагаются в объемах исходных соединений типа Fe2B или (Fe,Me)2B - в случае добавления
в их составы хрома или молибдена. Экспериментально установлено, что в составы боридных соединений типа (Fe,Me)B могут входить один или два атома, например, тантала. На
участке эвтектического сплава, легированного данным элементом, выявлена граница между фазами, содержащими один и два атома тантала и после ее исчезновения, происходящего при выдержке большей 30 мин жидкофазного спекания КМ. В данном случае
эвтектический сплав превращается в однотипную по составу и свойствам боридную фазу.
Следовательно, существует три разновидности борирования: с двухслойным покрытием, с покрытием из смеси боридных фаз (Fe,Me)2B и (Fe,Me)B и с однослойным покрытием типа (Fe,Me)B. Заявленный способ относится к третьей разновидности борирования. В
сравнении с первыми двумя разновидностями борирования, последний имеет боле высокие характеристики твердости, термомеханической стойкости, длительной прочности,
окалиностойкости и термостойкости. При этом одним из лучших боридообразующих элементов является ниобий. Его оптимальное содержание в КМ составляет 3 мас. %. Он имеет высокий эффективный заряд атомов, атомный потенциал и самую высокую в группе
элементов с d5-d6 - конфигурациями энергию орбиталей и, соответственно, общий энергетический уровень легированных им боридных соединений.
4
BY 18965 C1 2015.02.28
Фиг. 1
5
BY 18965 C1 2015.02.28
Фиг. 2
6
BY 18965 C1 2015.02.28
Фиг. 3
7
BY 18965 C1 2015.02.28
Фиг. 4
8
BY 18965 C1 2015.02.28
Фиг. 5
9
BY 18965 C1 2015.02.28
Фиг. 6
10
BY 18965 C1 2015.02.28
Фиг. 7
11
BY 18965 C1 2015.02.28
Фиг. 8
12
BY 18965 C1 2015.02.28
Фиг. 9
13
BY 18965 C1 2015.02.28
Фиг. 10
14
BY 18965 C1 2015.02.28
Фиг. 11
Национальный центр интеллектуальной собственности.
220034, г. Минск, ул. Козлова, 20.
15
Документ
Категория
Без категории
Просмотров
0
Размер файла
12 530 Кб
Теги
by18965, патент
1/--страниц
Пожаловаться на содержимое документа