Спосіб багатошарового об’ємного борирування

Спосіб багатошарового об'ємного борирування, який включає формування капілярно-проникливої матриці з порошків або її складання із елементів (пластин, стержнів, дроту), формування вживлюючого сплаву евтектичного складу з порошків заліза та бору з додатками легіруючих компо 30432 проведеного борирування матриць твердість насичених евтектикою матеріалів підвищується у 2-3 рази без гартування. Однак, даний спосіб об'ємного борирування має слідуючі недоліки: 1. При підвищенні кількості бору у матриці до 3% зменшується міцність композиційного матеріалу у 2 рази. 2. Утворення двох типів боридів досягається за рахунок додаткового підвищення кількості бору у матриці до 6-7%, що приводить до більшої вартості матеріалу (у 2,5 рази). 3. Не забезпечується утворення складних боридів типу (Fe,Me)B по всьому об'єму у зв'язку з недостатньою витривалістю при рідиннофазному спіканні (12-15 хвилин). У разі підвищення витривалості більш як на 15 хвилин, відбувається підплавлювання зразків, через що неможливо у повній мірі запровадити до складу боридів легіруючі додатки ніобію та молібдену. 4. Утворення двох типів боридів відбувається при низькотемпературному режимі борирування, у зв'язку з чим не забезпечується їх розчленування на самостійні зони при кристалізації. Задачею даного витвору являється утворення способу багатошарового об'ємного борирування залізних та сталевих матриць бородержащими вживлюючими сплавами евтектичного складу у новому режимі, який приводить до створення у системах Fe-(Fe,Me-B) та Fe-(Ni,Me-B) двох типів складних боридів (Fe,Me)2B і (Fe,Me)B без зміни кількості бору у цих композиціях; дозволяє підвищувати твердість та тугоплавкість даних боридів засобом виборного легірування ванадієм, хромом, марганцем, кобальтом, нікелем, алюмінієм, лантаном, ніобієм, танталом, молібденом та вольфрамом; забезпечує розчленування евтектики на окремі боридні зони; дозволяє утворювати ці зони одночасно по всій глибині матриць, а також підпорядкувати їх по складу, структурі, мікротвердості, чергуванню прошарків за схемою: Fe-(Fe,Me)2B-(Fe,Me)B-(Fe,Me)2B-Fe, при якій досягається найбільш міцний фізико-хімічний зв'язок поміж усіма фазами. Поставлена задача досягається тим, що у способі, який включає формування капілярно-проникливої матриці з порошків або її складання із елементів (пластин, стержнів, дроту); формування вживлюючого сплаву евтектичного складу з порошків заліза та бору з додатками легіруючих компонентів у кількостях, не перевищуючих межі їх розчинення у залізі; вживлення; рідиннофазне спікання; утворення в рідинній: фазі двох типів складних боридів (Fe,Me)2B та (Fe,Me)B; виборне легірування даних боридів і послідуючу кристалізацію рідинної фази у композиції у захисному середовищі, відповідно винаходу, рідиннофазне спікання, утворення у рідинній фазі двох типів складних боридів (Fe,Me)2B та (Fe,Me)B і їх виборне легірування проводять під тиском у вакуумній печі Р=10-4 мм рт. ст., при температурі Т=1523-1573 К та тривалості нагріву при даній температурі t=60-90 хвилин, а кристалізацію рідинної фази у композиції здійснюють шляхом охолоджування разом з піччю протягом 90 хвилин. Дякуючи застосуванню способу багатошарового об'ємного борирування, забезпечується підви щення твердості даного типу матеріалів без зменшення їх міцності та зберігається висока стабільність структури кристалів при підвищених нагрівах, термоциклічних напругах та абразивному зношуванні. Експериментально встановлено, що при застосуванні даного способу для створення композиційного матеріалу системи Fe-(Fe,Me-B), до евтектичного сплаву якого додавали невелику кількість ніобію та молібдену, досягнуто термомеханічної стійкості композиції набагато вищої (21000 циклів), чим у сірого чавуна (150 циклів). Суть винаходу пояснюється прикладеними малюнками дериватограм композиційних матеріалів. Фіг. 1. Дериватограма диференціально-термічного аналізу (DTA) у процесі формування композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-2%Nb-4%В). Фіг. 2. Дериватограма диференціально-термічного аналізу (DTA') у процесі кристалізації композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-2%Nb-4%В). Фіг. 3. Дериватограма диференціально-термічного аналізу (DTA) у процесі формування композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-4%Mo-4%В). Фіг. 4. Дериватограма диференціально-термічного аналізу (DTA') у процесі кристалізації композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-4%Mo-4%В). Фіг. 5. Дериватограма диференціально-термічного аналізу (DTA) у процесі формування композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-l,5%Nb-4,5%Мо-4%В). Фіг. 6. Дериватограма диференціально-термічного аналізу (DTA') у. процесі кристалізації композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-l,5%Nb-4,5%Мо-4%В). Фіг. 7. Дериватограма диференціально-термічного аналізу (DTA) композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-1,5%Nb-4,5%Mo-4%B) у процесі його нагріву до температури рідиннофазного становища. Фіг. 8. Дериватограма диференціально-термічного аналізу (DTA') композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-1,5%Nb-4,5%Mo-4%B) у процесі кристалізації після його нагріву до температури рідиннофазного становища; графіків розподілення поміж фазами легіруючих компонентів. Фіг. 9. Графік розподілу легіруючих компонентів у композиційному матеріалі системи Fe-(Fe-3,5%Mo-4%B). Фіг. 10. Графік розподілу легіруючих компонентів у композиційному матеріалі системи Fe-(Fe-1,5%Nb-4,5%Mo-4%B). Фіг. 11. Графік розподілу легіруючих компонентів у композиційному матеріалі системи Fe-(Fe-2%BD2-2%Nb1-3%XpБ2-3%Mo2-4%B). Фіг. 12. Графік розподілу легіруючих компонентів у композиційному матеріалі системи (Fe-15%ПX18H9T)-(Fe-1,5%Nb-3%Mo-4%B); мікроструктури. Фіг. 13. Мікроструктура композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-1,5%Nb-4,5%Mo-4%B) уздовж ниток утворення боридних сполучень вторинної фази у евтектиці. Фіг. 14. Мікроструктура композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-1,5%Nb-4,5%Mo-4%B) впоперек ниток утворення боридних сполучень вторинної фази у евтектиці. 2 30432 значній мірі за рахунок утворення на основі заліза двох типів складних боридів (Fe,Me)2B та (Fe,Me)B. Окрім цього, встановлена закономірність виборного легірування боридних фаз. Елементи, які розташовані у рядку заліза зліва від нього, починаючи з ванадію, входять до складу боридів (Fe,Me)2B, а нікель і елементи, розташовані нижче від ванадію та хрому, які володіють більш високим ефективним зарядом, чим у заліза, входять до складу боридів типу (Fe,Me)B, При цьому забезпечується міцній ковалентний зв'язок поміж усіма атомами, схильними до утворення sp3- та d5- або ds5- конфігурацій. У наслідок проведених авторами досліджень виявлена і експериментальне підтверджена ще одна унікальна особливість залізоборидної евтектики при вживленні у капілярно-проникливу матрицю на тій же або близькій по природі основі, яка полягає у тому, що утворення боридних сполук типу (Fe,Me)B у евтектиці проходить не при кристалізації, а раніше - при рідиннофазному спіканні, а також те, що немає необхідності у підвищенні кількості бору для створення цих боридів, що процеси утворення та кристалізації, які відрізняються по складу боридів, мають двоступеневу зміну величин максимумів ентальпії і, завдяки цьому, досягається можливість здійснення багатошарового об'ємного борирування евтектичними сплавами типу Fe,Me-B. З метою визначення механізмів утворення і кристалізації складних боридів типу (Fe,Me)2B та (Fe,Me)B проводився комплексний аналіз протікаючих фізико-хімічних процесів насичування пористих залізних матриць евтектичними сплавами, які мали у своєму складі додатки легіруючих матеріалів: ванадію, хрому, марганцю, нікелю, ніобію та молібдену, з наступним рідиннофазним спіканням цих композицій у вакуумному середовищі (фіг. 1-22). Згідно з проведеним диференціально-термічним аналізом (фіг. 1-8) встановлено, що утворення двох типів боридів та їх кристалізація, як показано вище, мають ступневий характер і найбільш помітно проявляються у вигляді максимумів на кривих ДTA та ДTA' у композиціях, які мають у своєму складі ніобій та молібден. На фіг. 1 приведена дериватограма диференціально-термічного аналізу (ДTA) композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-2%Nb-4%B) у процесі його нагрівання. Як видно із фіг. 1, після утворення евтектики, яка має дві складові частини: a-Fe та (Fe,Me)2B, утворюється ще один складний борид типу Fe(Nb)B при температурі 1473 К. Це підтверджується у процесі охолоджування евтектики (фіг. 2) у капілярах цього композиційного матеріалу (крива ДTA'). Спочатку, по мірі охолоджування евтектики, при Т=1373 К кристалізується легкоплавкий борид типу Fe(Nb)2B, а потім при Т=1473 К - тугоплавкий борид типу Fe(Nb)B. Аналогічні результати отримані при диференціально-термічному аналізі ДTA (фіг. 3) та ДTA' (фіг. 4) композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-4%Mo-4%B). Особливо чітко відображаються максимуми утворення у композиційному матеріалі системи Fe-(Fe-1,5%Nb-4,5%Mo-4%B). При його нагріванні (фіг. 5) виявлена особливість утво Фіг. 15. Мікроструктура композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-2%BD2-2%Nb1-3%XpБ2-3%Mo2-4%B). Фіг. 16. Мікроструктура композиційного матеріалу системи (Fe-15%ПХ18H9T)-(Fe-1,5%Nb-3%Mo-4%B). Фіг. 17. Мікроструктура композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-3,5%Мо-4%В) після гартування. Фіг. 18. Мікроструктура композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-6%Мо-4%В) після гартування. Фіг. 19. Мікроструктура композиційного матеріалу системи (Fe-15%ПХ18Н9Т)-(Fе-6%Мо-4%В) після гартування. Фіг. 20. Мікроструктура композиційного матеріалу системи (Fe-6%B)-(Fe-1,5%Nb-4,5%Mo-4%B). Фіг. 21. Мікроструктура композиційного матеріалу системи Ст. 08Х20Н10Г6 (стержні)-(Fe-1,5%Nb-4,5%Мо-4%В) з розподілом евтектики на первинну та вторинну фази. Фіг. 22. Мікроструктура композиційного матеріалу системи Ст. 08Х20ШОГ6 (стержні)-(Fe-1,5%Nb-4,5%Мо-4%В) з показом мікротвердості його головних фаз; схем раціонального формування капілярно-проникливих матриць. Фіг. 23. Схема розташування прошарків первинної та вторинної фаз евтектики у блоках з квадратними стержнями. Фіг. 24. Схема розташування прошарків первинної та вторинної фаз евтектики у блоках із пластин. Фіг. 25. Схема розташування прошарків первинної та вторинної фаз евтектики у блоках із втулок. Фіг. 26. Схема розташування прошарків первинної та вторинної фаз евтектики у блоках із шариків; прикладів виготовлення виробів. Фіг. 27. Приклад виготовлення ливарної форми для лиття форкамер із композиційних матеріалів на основі стержневих блоків. Фіг. 28. Приклад виготовлення ролика із композиційних матеріалів на основі пластин; а також коротким описом теорії питання та проведених експериментальних досліджень. Згідно з діаграмою становища системи залізобор, у ній створюється два типа боридів: Fe2B та FeB. Поміж даними боридами може бути досягнутий міцний хімічний зв'язок за рахунок створення енергостійких d5- та sp3- конфігурацій атомів заліза та бору, бо, тому що тільки у цьому разі досягається постійність концентрування валентних електронів: 3 × 2 + 3 ×1 = 3; ( e / a )Fe2B = 2+1 3 × 1+ 3 ×1 = 3. ( e / a )FeB = 1+ 1 Можливість такого розподілу валентних електронів забезпечується за рахунок того, що залізові з енергетичної точки зору вигідно передати частину своїх валентних електронів d6s2 до атомів бору, щоб досягти більш стійкої d5- конфігурації, а до бору вигідно додати ці електрони, щоб забезпечити саме стійке sp3- становище. Експериментально встановлено, що у випадку легірування залізоборидної системи елементами, які мають конгруентні залізу і бору конфігурації, стійкість боридних фаз підвищується ще в більш 3 30432 рення складного бориду типу Fe(Nb,Mo)B у рідиннофазній евтектиці. При температурі 1483 К утворюється складний борид типу Fe(Nb)B, а при Т=1613 К до його складу приєднується ще молібден. У кінцевому результаті утворюється складний борид типу Fe(Nb,Mo)B. Кристалізація боридних сполучень Fe(Nb,Mo)2B та Fe(Nb,Mo)B проходить відповідно при температурах 1353 К та 1573 К (фіг. 6). З метою більш повного переконання у достовірності фактів утворення двох типів боридів у композиційних матеріалах, до складу яких входять ніобій та молібден, згідно з виявленим способом, проводився слідуючий експеримент: получений матеріал знову нагрівали (у середовищі з аргону) до тих пір, поки на кривій ДTA не з'явились два мінімуму, які характеризують ендотермічні реакції плавлення цих боридів у евтектиці. Як видно із фіг. 7, реакція плавлення бориду типу (Fe,Me)2B проходить при 1613 К, а типу (Fe,Me)B - при 1713 К. Дуже чітко також виявляються два максимуму кристалізації евтектики при температурах 1573 К і 1373 К (фіг. 8), які підтверджують ступневий характер їх протікання, обумовлений фізико-хімічними процесами розчленування боридів у капілярних об'ємах залізної матриці по указаній вище схемі, яку можна виразити у спрощеній символічній формі: А-Б-В-Б-А. Однак, слід мати на увазі, що процеси утворення складних боридів у вакуумному середовищі проходять при менших температурах, чим у аргоні, у якому проводився диференціально-термічний аналіз зразків композиційних матеріалів. Експериментально встановлено, що утворення обох типів складних боридів на основі заліза у вакуумі (Р=10-4 мм рт. ст.) забезпечується при температурі 1523-1573 К. Розподіл легіруючих елементів (фіг. 9-12) у системах Fe-(Fe,Me-B) та Fe-(Ni,Me-B) вивчались з допомогою мікрорентгеноспектрального та структурного аналізів, у наслідок чого з'ясувалося, що молібден (фіг. 9) у системі Fe-(Fe-3,5%Mo-4%B) приймає участь у створенні обох типів боридів, а ніобій у системі Fe-1,5%Nb-4,5%Mo-4%B) концентрується лише у боридах типу (Fe,Me)B і, тим самим, сприяє підвищенню кількості у цьому бориді молібдену (фіг. 10). Хром та ванадій входять до складу боридів типу (Fe,Me)2B. При цьому невеликі додатки хрому (фіг. 11) у системі Fe-(Fe-2%BD2-2%Нb1-3%XpБ2-3%Мо2-4%В) практично не чинять впливу на їх утворення, що пов'язано з високим розтворуванням хрому у залізі. У разі же підвищення кількості хрому, наприклад, у нікельборидній евтектиці системи (Fe-15%ПХ18Н9Т)-(Fe-1,5%Nb-3%Mo-4%B), відповідно підвищується (до 5%) його кількість у бориді (Fe,Me)2B (фіг. 12). У зв'язку з виявленими особливостями розподілу легіруючих компонентів у капілярах залізних матриць, заповнених евтектикою, легіруючі додатки ванадію та хрому виконують двояку роль: зміцнюють бориди типу (Fe,Me)2B і служать модифікаторами розділення евтектики на зони з різною мікротвердістю. У кінцевому результаті це приводить до того, що легіруючі елементи, які входять до складу боридів типу (Fe,Me)2B, утворюють усередині капілярів так звану первинну (ведучу) евтек тичну фазу, а нікель та елементи, які входять до складу боридів типу (Fe,Me)B - вторинну евтектичну фазу. У цьому полягає розгадка двоступеневої кристалізації евтектики. Спочатку, згідно з відомою закономірністю борирування (див. В.П. Глухов), на поверхні заліза (стінках капілярів) утворюються бориди типу (Fe,Me)2B (перший максимум на кривій ДTA'), а потім на їх основі утворюються бориди типу (Fe,Me)B (другий максимум на кривій ДTA'), і це дає підставу зробити висновок, що деякий час (10-12 хвилин) друга фаза знаходиться ще у рідинному становищі усередині оболочок із боридів типу (Fe,Me)2B. Якщо обидва типи боридів знаходяться у єдиній зоні, то спостерігається лише невеликий перегиб ДTA' (фіг. 2 і 4). Мікроструктура получених композиційних матеріалів приведена на фіг. 13-22. На фіг. 13 показані характерні ділянки евтектичного сплаву композиційного матеріалу системи Fe-(Fe-1,5%Nb-4,5%Mo-4%B), мікроструктура якого виявлена за допомогою мікрорентгеноспектрального аналізу в поглинутих електронах. Ділянки вторинної фази показані уздовж ниток їх утворення. На фіг. 14 мікроструктура композицій такого самого складу показана впоперек утворення ниток боридних сполучень вторинної фази. Подібне розташування первинної та вторинної фаз евтектики спостерігається також у композиційних матеріалах системи Fe-(Fe-2%BD2-2%Nb1-3%ХрБ2-3%Мо2-4%В) (фіг. 15), у якій легіруючі додатки застосовували у вигляді порошків феросплавів, та системи (Fe-15%ПX18H9T)-(Fe-1,5%Nb-3%Mo-4%B) (фіг. 16), у якій додатки нікелю і хрому застосовували у складі стального порошку ПХ18Н9Т. З метою з'ясування впливу швидкості охолоджування евтектики на її структуру проводили гартування та повільне охолоджування зразків матеріалів. У випадку швидкого охолодження евтектики у капілярах залізної матриці, наприклад, від рідиннофазного становища композицій системи Fe-(Fe-3,5%Mo-4%B) (фіг. 17), а також системи Fe-(Fe-6%Mo-4%B) (фіг. 18) у воду, вторинна фаза утворюється у вигляді мікроділянок усередині первинної фази, і майже не торкається капілярів. При цьому, як видно із фіг. 17-18, великий вплив на об'єм вторинної фази при гартуванні має кількість легіруючого компоненту. Так у системі Fe-(Fe-3,5%Mo-4%B) об'єм вторинної фази майже у два рази менший, чим у системі Fe-(Fe-6%Mo-4%В). Особливо тонку стержневу вторинну фазу при гартуванні у воді (фіг. 19) має композиційний матеріал системи (Fe-15%ПX18H9T)-(Fe-6%Мо-4%В). Форма боридів вторинної фази типу Fe(Me)B, їх кількість та переважне розміщення у замкнутому капілярі поміж частинками порошкової композиції системи (Fe-6%B)-(Fe-1,5%Nb-4,5%Mo-4%B) приведено на фіг. 20. У випадку повільного охолоджування евтектикодержащого композиційного матеріалу системи Ст.08Х20Н10Г6 (стержні)-(Fe-1,5%Nb-4,5%Мо4%В) у складі рідинної фази якого приймаються обидві групи легіруючих компонентів, утворюється повний розподіл евтектики на боридні зони (фіг. 21) з різною мікротвердістю (фіг. 22). При 4 30432 цьому бориди типу (Fe,Me)B - концентруються усередині даних оболонок. Крім того, напрямок боридних прошарків залежить від форми капілярів. Так, при утворенні боридних прошарків у блоці, зібраному із циліндричних стержнів (фіг. 21) боридні прошарки розміщуються радіальне по відношенню до борируємої поверхні, а у випадках з квадратами чи прямокутними стержнями (фіг. 23) боридні прошарки вторинної фази розташовуються поміж ними уздовж їх граней. У випадках виготовлення блоків із пластин (фіг. 24), втулок (фіг. 25), шариків (фіг. 26), чи пресовок із порошків (фіг. 20) досягається можливість формування великого числа раціональних композицій на основі заліза та сталі. Таким чином, спосіб багатошарового об'ємного борирування забезпечує виготовлення великого комплексу виробів: ливарних форм (фіг. 27), роликів прокатних станів (фіг. 28) та ін. деталей, працюючих в умовах підвищеного нагріву, абразивного зношування, сухого тертя і т. ін. Фіг. 1 5 30432 Фіг. 2 6 30432 Фіг. 3 7 30432 Фіг. 4 8 30432 Фіг. 5 9 30432 Фіг. 6 10 30432 Фіг. 7 11 30432 Фіг. 8 12 30432 Фіг. 9 13 30432 Фіг. 10 14 30432 Фіг. 11 15 30432 Фіг. 12 16 30432 Фіг. 13 17 30432 Фіг. 14 18 30432 Фіг. 15 19 30432 Фіг. 16 20 30432 Фіг. 17 21 30432 Фіг. 18 22 30432 Фіг. 19 23 30432 Фіг. 20 24 30432 Фіг. 21 25 30432 Фіг. 22 26 30432 Фіг. 23 27 30432 Фіг. 24 28 30432 Фіг. 25 29 30432 Фіг. 26 30