Все о металле, его обработке и переработке
Партнеры
  • .

Твердые сплавы

Страница 2 из 41234

6. Силициды

Промышленному применению силицидов для изго­товления высокотемпературных деталей благоприятству­ет их относительно высокая точка плавления, а также их значительная химическая устойчивость и отчасти высо­кая окалиностойкость. О получении силицидных пленок на металлах IVa—VIa групп периодической системы не­однократно упоминалось в работе [239]. Существует мно­го различных вариантов применения подобных пленок, однако более подробные данные об их пригодности от­сутствуют. Так, покрытия из дисилицида молибдена по­лучают путем пропускания смеси SiCi4 и H2 над прово­локой или соплом, нагретым до 1100—1800°С (рис. 140). При этом на основном металле — молибдене вырастает вначале тонкая пленка с высоким содержанием молиб­дена (Mo3Si, Mo5Si3), а затем более толстый слой из MoSi2. Этот слой обладает значительной твердостью и устойчив на воздухе при температуре свыше 1700° С [240—243].

В работе [241] подробно описано силицирование мо­либденовой проволоки. Особенно тщательно изучалось влияние температуры нити и длительности обработки на

Рис. 140. Испаритель­ная аппаратура для сопла (по Кэмпбеллу и др.):

/ — конденсатор; 2 — ин­дукционная катушка; 3 — сопло; 4— державка для образца; 5—основная плитка, охлаждаемая во­дой; 6 — асбестовая про­кладка; / — нагреватель­ная обмотка; 8 — термо­пара; 9 — изоляция; IO — галогеннд металла; 11 — водород


Рис. 141, Зависимость толщины по­крытия из дисилицида молибдена от температуры и длительности силици — рования (по Бейдлеру и др.):

; — 1200° С; 2 — 1490° С; 3 — 1600° С; 4 — 1800° С

20 40 WO 200 W WOO Bpen Я, ч

0,25 0,20

0,0025

0,0025 0,010,020.05OJ0,2 0,5 Толщина попрй1гпия, мм

Рис. 142. Влияние толщины покрытия на срок службы силицированной молибдено­вой проволоки при нагреве на воздухе (по Бейдлеру и др.): / — 1200° С; 2 — 1700° <3


Толщину силицидной пленки. В соответствии с рис. 141, при температуре 1800° С, например, можно нанести плен­ку толщиной 25 мкм уже за 40 сек. Срок службы силици — рованной молибденовой проволоки при нагреве на воз­духе сильно зависит от толщины пленки. Так, например, молибденовую проволоку диаме-тром 2 мм с силицидным покрытием толщиной 100 мк можно нагревать на возду­хе примерно в течение 100 ч при 1700° С (рис. 142). По­крытия толщиной свыше 250 мк склонны к трещинообра — зованию. Слой «окалины», образующийся при нагреве силицидного покрытия на воздухе, представляет собой, по-видимому, кварцевую пленку, в которой растворены переходные низкие окислы молибдена. Трещины, возни­кающие в некоторых случаях при термоударах, вновь смыкаются в результате «самозалечивания» пластичного кварцевого покрытия благодаря быстрому испарению окислов молибдена [243, 244]. Силицирование дает воз­можность использовать молибден в тех случаях, когда его приходится нагревать в окислительной атмосфере, например в конструкционных деталях ракет. Относитель­но высокие температуры силицирования, однако, вызы­вают нежелательную рекристаллизацию молибденовой основы. С трудностями связана также и проблема окан­товки.

Недавно разработан метод силицирования [245] Ч со­гласно которому фасонные изделия из молибдена могут быть с успехом силицированы из ванны Cu—Si или Cu— Sn—Si при температуре ниже их температуры рекри­сталлизации. Благодаря более низкой температуре сили­цирования этот метод является, по-видимому, более пер­спективным, чем газовое силицирование молибдена [246].

Силицидные покрытия на таких тугоплавких метал­лах, как молибден, вольфрам, ниобий и сплавы на их основе, имеют большое значение при защите от окисле­ния сопел ракет, изготовленных из этих металлов [19, 42, 240—243, 247—259].

В системе Mo—Si существуют соединения Mo3Si, Mo5Si3 и MoSi2. Наибольшее значение из них имеет MoSi2 как окалиностойкий материал [11, 243, 244, 261]. Он обладает свойствами металла и, как все интерметал­лические соединения, относительно хрупок. Структура его может быть крупнозернистой и мелкозернистой в за­висимости от способа изготовления (рис. 143).

Согласно данным Киффера и Червенка [261], интер­вал окалиностойкости горячепрессованных изделий из

Рис. 143. Крупно — (а) и мелкозернистая (б) структура спеченного MoSi2 (предприятие фир­мы «Спменс-Планпа», г. Аугсбург)

Дисилнцнда молибдена (рис. 144) расположен между 20 и 40% Si(MoSi2 содержит 36,9% Si). Это можно обосно­вать термодинамически [262]. Данные по увеличению в массе при 1500°С ‘ в воздухе приведены в табл. 75.

Изменение в массе сплавов Mo — Si после 4,5-ч нагрева на воздухе при 1200° С (по данным Киффера и Червенка)

Содержа­ние Mo, % (по массе)

Вероятное соединение

I {зменение в массе, г/см2

Содер­жание Mo, % (по массе)

Вероятное соединение

Изменение в массе,

ZjCMt

91

Mo3Si

—0,789

11 л

(MoSi)

—0,000815

—0,835

69,5

(Mo2Si3)

+0,000281

89,5

—0,693

63,14

MoSi2

+0,001912

88

—0,603

+0,000942

85

—0,0672

60

MoSi2 + Si

+0,001035

83,7

Mo6Si3

—0,0516

55

MoSi2 Si

—0,00481

—0,0751

50

MoSi2 Si

—0,0086

Рис. 144. Сплавы Mo — Si после 4,5-ч нагрева на воздухе при 1500° С (по Кифферу и Червенку)

Плотные изделия из чистого MoSi2 можно в течение це­лого дня подвергать нагреву на воздухе при 1600— 1700° С, не опасаясь заметных изменений.

На внешний вид образующейся при этом плотной и прочно прилегающей кварцевой пленки сильно влияют пористость и размер зерен основы из MoSi2. При мало­пористой и мелкозернистой структуре получается стекло­видная пленка, тогда как на крупнозернистом MoSi2 об­разуется плохо защищающее покрытие из кристалличе­ского SiO2 [243, 263].


Cf S

Я


Рис. 146. Часть муфельной печи с подвешенным нагре­вателем из дисилицида мо­либдена (предприятие фир­мы «Симснс-Планиа» в г. Аугсбурге)

IB

Механизм образования защитного покрытия и нару­шения, возникающие при низких температурах окалины, в виде так называемой «молибденовой чумы», т. е. ката­строфически распространяющегося окисления [243, 268], были предметом многочисленных исследований [243, 244, 264—270]. Фирмами «Кантал» [271 ][45] и «Металверк Планзее» [244, 272, 273][46] делались попыт­ки использовать окалиностой­кость MoSi2 для нагревателей. Их работу интенсивно продол­жала фирма «Сименс Плания» [243, 268, 274].

Путем холодного прессова­ния или шликерного литья с последующим спеканием в во­дороде, а также горячим прес-’ сованием или прессованием с добавкой пластификатора с последующим спеканием легко удалось изготовить нагревате­ли различной формы. Однако для разработки необходимого технологического процесса по­надобилось провести целый ряд исследований [221, 243, 244, 263, 268, 271—280]. Наи­более перспективным процес­сом является, по-видимому, не­прерывное прессование (экст­рузия) [268, 274].

На рис. 145 показаны раз­личные нагреватели из дисилицида молибдена трубча­той формы с приваренными концами, подводящими ток. Часть высокотемпературной муфельной печи с подобным нагревательным элементом показана на рис. 146.

Дальнейшие проблемы, которые нужно разрешить при внедрении в промышленность нагревательных эле­ментов из дисилицида молибдена, связаны с хрупкостью материала и его высокой электропроводностью.

Чтобы найти для MoSi2 подходящую связку, опро­бовали металлы группы железа, тугоплавкие переходные металлы и металлы платиновой группы [281 -285]. Одна­ко почти все металлы, о которых при этом может идти речь, как правило, образуют силициды или же хрупкие

Сплавы с кремнием при высоких темпе­ратурах; следова­тельно, может прои­зойти обменное раз­ложение. Точно так­же, несмотря на глу­бокие исследования в области сплавов MoSi2 с другими ту­гоплавкими и окали — ностойкими силици­дами [244] и борида- ми, попытки улуч­шения прочности, а в ряде случаев и окалиностойкости, например путем по­лучения стекловидных боросиликатов, до настоящего времени не имели существенного успеха.

Электросопротивление MoSi2 легко может быть по­вышено путем присадки соответствующего окисла. При этом сохраняют свою силу правила, действительные для изделий из материала металл—окисел металла. В качест­ве присадок рекомендуется окись алюминия и двуокись кремния, действие которых тщательно изучено [243, 269, 274, 279, 286—289]

ZtoSi2 S 10 15 20 25 JO 35 А1ГО},°/.(Пол)

Рис. 147. Влияние добавок Al2O3 на электрическое сопротивление MoSi2 (по Рубишу)

На рис. 147 приведен график, характеризующий вли­яние присадки Al2O3 на электросопротивление MoSi2. Однако, хотя добавлением присадки и удается повысить электросопротивление и воспрепятствовать возникнове­нию «молибденовой чумы», существует опасность низкой окалиностойкости и значительной хрупкости при слиш­ком высоком содержании окисла в композиционном ма­териале.

Другие области применения компактных изделий из MoSi2 (кроме нагревателей) имеют второстепенное зна­чение. Перспективной является, по-видимому, область высокотемпературных термоэлементов, работающих в окислительной атмосфере. При этом предложены комби­нированные материалы из дисилицида молибдена с дру­гими окалиностойкими силицидами [290—293]1.

Применение MoSi2 как материала для турбинных лопаток исключено из-за его хрупкости и плохой устой­чивости к термоударам [294]. Малопригодны для этого также и композиционные материалы B4C—MoSi2 [295].

В значительной степени окалиностойкий WSi2 не об­ладает техническими преимуществами по сравнению с MoSi2 [243, 296—299].

Изделия из дисилицидов, пропитанных никелем и се­ребром, обладают хорошими фрикционными свойст­вами в отношении сталей при высоких температурах. В связи с этим возникла мысль об их использовании для высокотемпературных подшипников [197, 300]. Силициды исследовали также с точки зрения их пригодности в ка­честве эмиссионных материалов [301].

В настоящее время силициды применяют в основном для следующих целей:

1. Нагреватели термоэлементов и высокотемператур­ные детали конструкций, изготовленные из компактного MoSi2 с различными добавками.

2. Силицидные защитные покрытия на тугоплавких металлах: молибдене, вольфраме, ниобии и сплавах на их основе, а также на графите.

В то время как нагреватели из дисилицида молибдена уже нашли себе применение, исследования по использо­ванию этого материала, как защитного покрытия, имею­щие особо важное значение в ракетной технике, еще не завершены. То же относится к композиционным мате­риалам специального назначения, составленным из MoSi2 с другими твердыми материалами (B4C, SieN4).

4. Нитриды

Если не учитывать применение азота в азотирован­ных сталях, этот элемент в сталях был всегда в большей или меньшей степени нежелательным. В настоящее вре­мя в специальных сталях азот оказался ценным леги­рующим компонентом. В связи с этим исследователи за­нялись вопросами плавления и азотирования стали под высоким давлением в автоклавах. По этой же причине в последнее время приобрел промышленное значение азотированный феррохром.

Число попыток применения чистых нитридов переход­ных металлов группы IVa—VIa или же их твердых рас­творов с карбидами этих металлов для высокотемпера­турного применения до настоящего времени было неве­лико, несмотря на то что эти материалы и в особенности нитриды групп IVa—Va являются тугоплавкими и устой­чивыми материалами. Уже неоднократно отмечалось образование TiN в слоях окалины и твердых растворах, в твердых сплавах, содержащих TiC, а также в износо­стойких покрытиях, полученных на стали путем осажде­ния из газовой фазы

Изготовление фасонных изделий из чистых нитридов методом горячего прессования, а также шликерного литья освещалось в литературе [184, 190—194][39]. Однако, кроме случаев применения в качестве материала для тиг­лей, используемых при высокотемпературных процессах обменного разложения, указанная литература не содер­жит сведений о возможностях применения подобных ма­териалов для изделий с высокой жаропрочностью.

Смеси из MgO—TiN—NiO тщательно изучили Хоуэр, Уэльц и Лондерес [195]. При температуре спекания, хотя и проводившегося в инертной атмосфере, было обнару­жено взаимодействие MgO с TiN1 подобное реакции в си­стеме MgO-TiC [178].

В результате экспериментов по цементированию TiN железом, молибденом и марганцем [196] получили твер­дые, но недостаточно пластичные материалы.

Сообщается о возможности применения для высоко­температурных подшипников материалов, полученных путем пропитки сплавов Cr—N—Ni 6/20 серебром и об­ладающих высокими фрикционными свойствами в отно­шении стали при высоких температурах [197]. Предложе­но [40] использовать твердые растворы TiN—TiC в качест­ве материала тиглей для плавления титана. Из этих материалов можно, очевидно, изготавливать лодочки для испарения металлов в высоком вакууме. Для этой цели должны подходить также и специальные твердые материалы BN и Si3N4. В настоящее время проводится изучение [84, 191] играющей важную роль в связи с этим смачиваемости TiN железом, никелем, молибденом, крем­нием, ниобием, титаном и цирконием.

Изготовление окалиностойких нитридных пленок на проволоке и соплах путем выделения из газовой фазы [41]Описано Кэмпбеллом с сотрудниками [39]. Никаких ука­заний по практическому применению, однако, он не при­водит. В связи с этим следует упомянуть также о изно­состойких покрытиях TiN(TiC) на сталях, рекомендован­ных Мюнстером и его сотрудниками [198].

5. Бориды

Тугоплавкие бориды переходных металлов групп IVa—VIa периодической системы исследователи считают перспективными материалами для высокотемпературно­го применения [1, 8, 22, 199—203]. Особо твердыми, туго­плавкими и относительно окалиностойкими соединения­ми являются дибориды титана и циркония (см. табл. 60).

При пропитке каркасов из борида хрома высокожа­ропрочными сплавами (нимоник, виталлиум, хастеллой), рекомендованной Гётцелем получаются сравнительно окалиностойкие, но неоднородные изделия.

Высокотемпературные свойства борида хрома (Cr2B) в виде горячепрессованных сплавов со связками Ni, Ni—Cu, Ni—Cr и Со изучил Зиндебанд [204]. Горяче­прессованный сплав с 15% Ni имел предел прочности при изгибе около 85 кГ/мм[42] и высокую твердость после терми­ческой обработки. Усталостная прочность сплава была значительно ниже, чем у виталлиума. Окалиностойкость сплава выявлялась до 950° С.

Тщательно изучены физико-механические характери­стики и окалиностойкость материалов на основе боридов хрома Cr2B, CrB и CrB2 с никелевой, кобальтовой и же­лезной связкой [205—208]. Согласно работам [207, 208], наиболее ценными свойствами обладают сплавы с хро- момолибденовой связкой.

Эксперименты по цементированию TiB2 или ZrB2 ме­таллами группы железа [209, 210] или же тугоплавкими металлами [206] оказались неудачными преимуществен­но из-за образования в этих системах легкоплавкой хрупкой эвтектики или интерметаллических соединений [211—213]. Согласно Штейницу [214], путем добавки из­быточного бора в количестве 2—5% можно добиться сравнительно пластичного эвтектического соединения [215]. Киффер и Бенезовский2 получили хорошие резуль­таты со связкой, содержащей Cr—В.

Боридные покрытия можно получить по методу Moep — са [189], пропуская газообразную смесь галогенид ме­талла— бромистый бор — водород над расплавленным металлом-носителем. Таким путем Кэмпбелл с сотрудни­ками [39, 216] выделили окалиностойкие боридные плен­ки на проволоке и соплах. Можно также борировать пленки, выделенные вначале из газовой смеси BCl3—H2. До настоящего времени подобные боридные пленки не имели практического значения как окалиностойкие по­крытия.

Сплавы же на основе хром — никель — кремний (кол- моной) имеют большое практическое значение в качест­ве износостойких наплавочных сплавов [217—219].

Изготовлять плотные фасонные изделия из боридов целесообразнее всего горячим прессованием [220]. Однако можно применять и обычное прессование с добавкой пла­стификатора и последующее окончательное спекание при высокой температуре [211][43].

Предложение Шварцкопфа [199] использовать бори­ды в качестве высокотемпературных материалов побуди­ло предпринять большие исследовательские работы в этом направлении. Так, были изучены бинарные системы новых переходных металлов групп IVa—VIa с бором, взаимная растворимость боридов, а в дальнейшем и трой­ные системы Me-В—С, Ме—B—N и Me-B-Si

Разработанные фирмой American Electrometal Corp. материалы типа боролит [8, 199—201, 214] нашли в про­мышленности ограниченное применение. Так, диборид циркония с 2—5% В в качестве связки и Cr2B со связкой Cr—Mo 80/20 применяются в высокотемпературных дви­гателях, a Mo2B — в качестве высокотемпературного при­поя. Предложено также применять ZrB2 для термоэле­ментов [222—225].

Наиболее перспективным боридом в настоящее время является диборид титана как в чистом виде, так и в виде твердого раствора TiB2—CrB2. Из него можно изготов­лять испарительные лодочки электродов при получении алюминия [226, 227], а также детали, устойчивые к жидким металлам и особенно к жидкому цинку [228— 230]. В то же время композиционный материал TiC—TiB2 является перспективным в качестве режущего [34, 231 — 233][44]. Присадка TiB2 в количестве 1—5°/о к твердым сплавам типа WC—Со заметно повышает их окалино­стойкость [234],

Перед исследователями стоит задача — изучение воз­можности применения для сопел окалиностойкого спла­ва TiC—TiB2—CoSi [83, 181], а также композиционного материала графит —TiB2—MoSi2 [83].

Учитывая высокую способность боридов тугоплавких металлов к поглощению нейтронов бором и его соедине­ниями, некоторые ученые предлагают их использовать для управляющих стержней ядерных реакторов [235— 238].

Исследовались также фрикционные свойства при вы­соких температурах композиционных материалов из бо­ридов, пропитанных никелем и серебром [197].

Поиски подходящих пластичных связок для боридов, в особенности для TiB2 и ZrB2, еще не привели к таким положительным результатам, какие получены, например, при использовании кобальтовой связки для WC. В ре­зультате взаимодействия бора или кремния почти со всеми металлами образуются хрупкие цементирующие сплавы. Поэтому конечные продукты также оказывают­ся хрупкими, имеющими предел прочности при изгибе не более 20—40 кГ/мм2.

Таким образом, материалы на боридной основе еще не получили распространения, и возможность их более широкого внедрения в промышленность существует еще только в перспективе.

3. Карбиды как высокотемпературные материалы

Из всех твердых материалов, которые могут быть использованы в сплавах для резания, наиболее приме­нимы при высоких температурах,- по-видимому, карбид

Титана и его твердые растворы с Cr3C2, WC, TaC—NbC и М02С. Это связано не только с его относительно хорошей устойчивостью в отношении окисления, о которой упо­миналось ранее, но также с его малой плотностью.

Клингоор [53] уже в 1933 г. сопоставил окисляемость на воздухе при 700°С твердого сплава на основе карби­да титана (42,5% TiC, 42,5 Mo2C, 14% Ni и 1% Cr, так называемого «Титанит S») и твердого сплава WC—Со (94/6). После окисления в течение 30 мин на пластинках твердого сплава на основе WC он обнаружил легко от­деляемую окисную пленку, тогда как у твердого сплава TiC—М02С заметных изменений не наблюдалось. Экспе­рименты Давиля [54] со сплавами WC—Со и WC—TiC— Со показали благоприятное влияние присадок TiC на устойчивость в отношении окисления при повышенных температурах.

Ниже приведены данные об окисляемости твердых сплавов WC—Со и WC—TiC—Со, которые были получе­ны при нагреве образцов размерами 10X20X8 мм в те­чение 1 ч на воздухе при температуре 600—900° С. Да — виль удалял слон окалины щеточкой и, взвешивая за­тем образец, судил об окалиностойкости по потере в массе.

Температура, 0C WC+6% Со WC+15%TlC+6% Со

TOC \o "1-3" \h \z 600 0,4 0,05

700 11,0 2,2

800 44,0 13,5

900 67,6 24,5

Хиннюбер же с сотрудниками [55—58] производил взве­шивание, не снимая окалины, и определял окалиностой — кость по увеличению в массе. Он подсчитал, что в ре­зультате нагрева на воздухе при 800° С увеличение в массе сплава TiC—WC-Co (60/34, 5/5,5) составило только 20 г/ж2 в час, тогда как у сплава WC—Со (94/6)—350 г/м2 в час. Влияние присадок на устойчи­вость твердых сплавов типа WC—Со к окислению изу­чали также Меткальф [59] и Сэндфорд [60]. Ими было показано, что толщина слоя окалины заметно уменьша­ется в присутствии TiC.

Киффер и Кёльбль [44], а также Кроль и Гётцель [61] рекомендовали пропитывать каркасы из WC, TiC и твер­дых растворов WC, TiC высокожаропрочными сплавами

Окисление твердых сппавов (по Кифферу и Кёльблю)

Температура, 0C

Время, ч

Увеличение в массе (%) от исходной массы при окалинообразованин материала или сплава

TiC

94WC, 6Со

77WC, 17Т1С, 6Со

69WC, 25ТЮ, 6Со

34.5WC, 60TiC, 5,5С о

700

1

‘ 0,07

0,02

0,023

0,02

5

0,32

0,09

0,114

0,06

24

1,36

0,43

0,472

0,12

48

2,47

0,91

0,78

0,28

800

1

0,78

0,57

0,50

900

1

0,056

3,48

2,30

2,18

1,96

5

0,099

16,80

13,67

10,28

8,60

6

18,30

10

21,0

14

21,7

24

0,364

23,45

48

0,91

1000

1

6,25

4,84

1,74

2,44

1100

1

4,44

0,695

1,51

1200

1

2,27

.—

1,63

5

10,48

5,17

10

19,1

6,76

1300

1

.—

3,88

Максималь­

33,3

18,60

21,44

22,5

25,92

Ный прирост

(приблизи­

Тельный)

Типа «Нимоник», «Виталлиум», а также «Хастеллой». Данные об окалиноетойкоети при этом не приводились.

Киффер и Кёльбль [44] тщательно изучили окалино — стойкость твердых сплавов типа WC—Со и типа WC — TiC-Co.

В табл. 64 приведены данные по увеличению массы образцов призматической формы в результате нагрева на воздухе при различных температурах. Для сопостав­ления в табл. 64 приведены также данные для чистого TiC. На рис. 113 показана графически часть полученных данных в виде изотермы окисления при 900° С, а на рис. 114 — внешний вид образцов после окисления в течение 1 ч при 800—1000°С, Из рис. 113 следует, что сплавы, содержащие TiC, имеют более высокую окалиностой — кость, хотя они не покрываются при высоких температу-

Рис. 113. Изотермы окисления для твер­дых сплавов WC—Со и WC-TiC-Co при 900° С (по Кифферу и Кёльблю):

/-TiC(XlO); г-34,5% WC, 60% TiC, 5,5% Со; 3 — 69% WC, 25% TiC, 6% Co; 4 -77% WC, 17% TiC1 6% Со; 5-94% WC, 6% C0

10 15 Время, я

Рис. 114. Образование окалины на изделиях из твердых сплавов WC—Co, WC-TiC — Со и TiC-Ni-Cr при 800° С (а) и IOOO0C (б) по данным Киф — фера и Кёльбля:

/ — 94% WC, 6% Со; 2 — 77% WС, 17% TiC, 6% Со; 3 — 69% WC, 25% TiC, 6% Со; 4 — 34,5% WC. 60% TiC, 5,5% Со; S-70% TiC, 24% Ni, 6% Cr

Pax хорошо прилипающим защитным слоем. Это говорит о линейном характере процесса окалинообразования. Примечательно то, что при температурах 1100—1200°С в соплах с большим содержанием TiC, по-видимому, в результате образования жидкой фазы в поверхностном слое окалинообразование явно замедляется.

Внешний вид показанного на рис. 114 для сопостав­ления твердого сплава на основе TiC со связкой из сплава Ni—Cr при температурах эксперимента почти не изменился. У этого сплава образуется прочно соединен­ный с основным материалом плотный слой окалины, а окалинообразование протекает параболично.

Меткальф [59] утверждает, что повышение окалино — стойкости сплавов типа WC—Со путем введения TiC яв­ляется также причиной более высокой производительно­сти сплавов WC—TiC—Со и других содержащих TiC сплавов на основе сложных карбидов при резании ста­ли. Основываясь на данных рентгеноанализа, он обна­ружил повышение окалиностойкости вследствие образо­вания моноокиси титана (TiO), изоморфной карбиду титана (TiC). Сопоставление периодов решетки показа­ло, что расстояние Ti—Ti в TiO почти такое же, как в TiC и в твердых растворах TiC—WC. Образование моно­окислов на поверхности карбидов при этом почти не нарушает процесса переноса атомов титана. Пленки TiC прочно соединяются с основным материалом; кроме то­го, они газонепроницаемы. Согласно данным Меткальфа, для твердых сплавов, содержащих титан и цирконий (например, в виде карбидов), имеет большое значение также образование нитридов (например, TiN), изомор­фных кабридам и моноокислам.

После того как выяснилось благоприятное воздейст­вие присадок TiC на свойства сплавов WC—Со, провели систематическое изучение поведения при высоких темпе­ратурах твердых сплавов на основе TiC, а также чисто­го TiC, не содержащего связки, либо TiC с различными связками.

Данные этого исследования изложены хронологиче­ски (см. ниже).

Со времени выхода первого издания данной книги было опубликовано очень много литературы о карбидах как высокотемпературных материалах [4, 6, 11, 21, 23, 26—28, 30, 34, 35, 48, 62—143]. Однако она почти не вне — ела каких-либо новых существенных сведений по дан­ному вопросу.

В то время как из чистого карбида титана в послед­ние годы стали изготовлять лодочки для испарения ме­таллов, а не содержащие карбид вольфрама (безвольф­рамовые) твердые сплавы на основе карбида титана успешно применяют в качестве износостойких, цементи­рованные сплавы на основе TiC типа TiC—(Nb,, Та)С— Ni—Co, TiC-Ni—Со—Cr, TiC-Cr3C2-WC-(Nb, Та)С—Со еще не нашли применения в технике даже в качестве материалов для турбинных лопаток; это связа­но главным образом с их низкой ударной вязкостью.

Горячепрессованные, не содержащие связки карбиды титана, циркония и гафния

Гэнглер с сотрудниками [144] изучил характеристики чистых горячепрессованных TiC и ZrC и сопоставил их

I !

I

1

¦Si

I #

/

D

/4

/1

‘А

А

Y

95 96 97 98 99 WO Относительная плотность, %

35

Рис. 115. Предел прочности при изгибе изделий из карбида ти­тана без связки в зависимости от плотности (по Глэзеру и Иванику):

/-TiC. Ссвяз=1М%, Ccbo6=I,3%;

= 19,3%, Ccbo6 =0,6%

-TiC1 С„

С аналогичными характе­ристиками горячепрессо­ванных окисных матери­алов. В табл. 65 приведе­ны данные о плотности, коэффициенте теплового расширения и пределе прочности при растяже­нии этих материалов при высоких температурах. При 980°С TiC обладает большей жаропрочно­стью, чем ZrC, а при 1200° С — наоборот. При критическом рассмотре­нии прочностных характе­ристик необходимо учи­тывать, что они в значи­тельной степени зависят от плотности испытуемых образцов. Так, Глезер и Иваник [145] выявили, что предел прочности при из­гибе горячепрессованных, не содержащих связки изде­лий из карбида титана (температура горячего прессова-

Свойстве TiC и ZrC без связки (по Гэнглеру с сотр.)

Кар­бид

Плотность, г/см3

Относи­тельная плотность, % от тео — ретической

Коэффи­циент теплового расшире­ния

Темпе­ратура нагре­ва, °С

Время нагре­ва, ч

Предел проч­ности при растяжении, кГ/мм2

Замерен­ная

Рассчи­танная

980 0C

1200 0C

TiC

4,74

4,91

96,5

7,4

1040 1040 1260 1260

13,5 4 4

11,1

12,0

5,6 6,6

ZrC

6,30

6,44

97,8

6,74

1040

13

8,2

1040

4

10,2

1260

4

9,1

1260

4

11,1

Ния 2600—3000° С, давление 200 кГ/см2, время 30 сек) значительно зависит от относительной плотности и очень заметно возрастает начиная примерно с относительной плотности 98% (рис. 115). Для достигаемой плотности и прочности при изгибе имеет значение также и чистота карбида титана и размер его зерен. Образцы карбида титана, использовавшиеся Гэнглером, имели плотность всего 4,74 г)см3 (относительная плотность 96,5%). Этим объясняются и низкие прочностные характеристики из­делий из карбида циркония.

Для изучения устойчивости TiC и ZrC к термоударам Гэнглер с сотрудниками подвергал не менее чем 25-крат­ному нагреву с последующей закалкой в холодном сжа­том воздухе (до разрушения) образцы диаметром 50 мм и высотой 6 мм в приспособлении, изображенном на рис. 110. Данные испытаний в сопоставлении с анало­гичными величинами для других материалов приведены в табл. 66, из которой следует, что карбид титана пре­восходит по устойчивости к термоударам все испыты — вавшиеся материалы. Образцы карбида циркония при­ходилось выбрасывать после 22 циклов не из-за разру­шения, а из-за слишком сильного окисления. В табл. 66

Устойчивость различных горячепрессованных карбидов и окислов к термоударам (по Гэнглеру с сотр.)

Число циклов перемен тем­пературы до разрушения

Коэффициент

Материал

При температуре,

С

Устойчивости к термоуда­

980

1090

1200

1320

Рам*

TiC

25

25

25

21

18 200

85% SiC, 15% B4C

25

25

2

BeO

25

3

6390

ZrC

22**

Силикат циркония

1

-

2345

B4C

1/2

MgO

1/2

641—1480

ZrO2 (штабик)

0

345

* Приведено в американских единицах. ** Образец выпал из зажима вследствие сильного окисления.

Приведены также данные для показателя КТ/аЕ, кото­рый, согласно В. Г. Лидману и А. Р. Бобровскому [51], должен выражать количественно устойчивость к термо­ударам. Для материалов, у которых данные величины достижимы, этот показатель подтверждает результаты экспериментов.

Дальнейшие исследования устойчивости к термоуда­рам образцов из ZrC различной пористости с присадка­ми графита провели Шаффер, Хассельман и Хаберский [49]. При этом были использованы образцы шаровид­ной формы.

Данные по окалиностойкости изделий из к’арбида ти­тана приведены также Киффером и Кёльблем [44] (см. табл. 64). Карбид циркония при нагреве на воздухе ведет себя значительно хуже.

Сандерс с сотрудниками определял [146] некоторые высокотемпературные характеристики плавящегося поч­ти при 3900° С HfC. Однако HfC, так же как и чистый TaC, для ракетных сопел, по-видимому, непригоден.

Сплавы на основе карбида титана со связкой

Сравнительно высокая устойчивость TiC к термоуда­рам, которую можно улучшить добавкой цементирующе­го металла, была основной причиной проведения обшир­ных исследований сплавов на основе TiC со связкой. В первых опытах в качестве связки использовали Со и Ni; в дальнейшем же опробовали много различных ме­таллов и сплавов. Энгель [147] изучил цементирующие и легирующие свойства многочисленных элементов. Для этого он сплавлял их с очень плотным TiC и изучал ме­таллографически переходную зону. В углубления, имею­щиеся в горячепрессованных карбидных изделиях, насы­пали порошок цементирующего металла и нагревали его затем в атмосфере гелия до точки плавления.

Критерием для оценки цементирующих свойств слу­жили смачивающая способность и способность к про­питке. Установлено, что TiC смачивается только нике­лем, кобальтом, хромом и кремнием и совершенно не смачивается алюминием, бериллием, золотом, железом, свинцом, магнием, марганцем, ниобием, платиной, ти­таном и ванадием. Не обнаружено и способности TiC об­разовывать соединение с этими элементами. Никель и кобальт проникают между карбидными зернами, причем глубина проникновения никеля больше, чем у кобальта (рис. 116 и 117). Хром также слегка впитывается скеле­том TiC, однако цементирует его плохо. Кремний не про­никает в карбидный каркас. Однако он так же, как и хром, образует на зернах TiC новые фазы.

В цементирующей фазе изделий, пропитанных нике­лем и кобальтом, наблюдаются мелкие, не связанные друг с другом включения угловатой формы, по-види­мому, мелкие кристаллы TiC.

На основании данных Энгеля можно сделать вывод, что в качестве связки для материалов на основе TiC пригодны только никель и кобальт и в отдельных слу­чаях— хром. В работах Энгеля, однако, не упоминаются такие металлы, как хорошо связывающие вольфрам и молибден, и в особенности перспективные легированные связки. Мак Бридж [148] сообщает о высоких прочност­ных характеристиках TiC, пропитанного сплавом ни­кель— алюминий (предел прочности при изгибе при 980° С равен 25,3 кГ]мм2). В качестве пропитывающего материала Мак Бридж использовал также ферросили­ций. При этом, однако, образовывались новые неиденти — фицированные фазы.

Киффер и Кёльбль [44] исследовали вопрос получе­ния высокожаропрочных твердых сплавов методом про-


Рис. 116. Структура карбида титана, пропитан­ного кобальтом, по Энгелю (Х1000). Вверху зона, богатая кобальтом; внизу зона, богатая TiC

Рис. 117. Структура карбида титана, пропитан­ного никелем, по Энгелю (X1000). Вверху зона, богатая никелем, внизу зона, богатая TiC

\


Питки. Они добились особенно хорошей вязкости путем пропитки скелетов TiC или TiC—М02С сплавами Ni— Со—Cr. Впоследствии метод пропитки удачно использо­вали при. изготовлении устойчивых к ударным нагруз­кам турбинных лопаток.

Дейч, Репко и Лидман [149] изучали физико-механи­ческие свойства TiC с кобальтовой, молибденовой и вольфрамовой связкой. Уайтмэн и Репко [150] испытыва­ли соответствующие сплавы на устойчивость к окисле­нию. Гоффман с сотрудниками [50] определял предел прочности при растяжении при высокой температуре сплава TiC—Со 80/20%. При этом использовали обра­зец, сконструированный для испытания хрупких мате­риалов. Применяя идентичные образцы, Дейч с сотруд­никами [149] определил предел прочности при растяже­нии сплавов с 5, 10, 20 и 30% Со при 980 и 1200°С. Предел прочности при изгибе изделий, цементированных кобальтом, молибденом и вольфрамом, определяли при 870, 1090 и 1315° С (размеры образцов около 6Х12Х XlOO мм, расстояние между опорами около 90 мм, ско­рость нагружения 1,4 кГ/мин). Данные по пределу проч­ности при растяжении и пределу прочности при изгибе сплавов TiC—Со приведены в табл. 67. Для сопостав-

Таблица 67

Высокотемпературный предел прочности при растяжении и при изгибе сплавов TiC—Со

Содержа­ние Со в сплаве

TiC-Co,

%

Предел прочности при растяжении (кГ/мм2) при

Предел прочности при изгибе (кГ/мм2) при

980°C I 1200°С

20 0C*

870°С j 1090°С ) 1315°С

5

10 20

30

* Данные

15,9 14,3

17,3

13.3

22.4 24,3

15,7 15,9

Рэдмонда

6,9

10,1 8,0 6,3 9,3

10,3 6,5

Н Смита. P

88,6

85,8 112,5

106,8** асстояние м

31,2 39,9

42.8 51,6

66.9 70,9

40.6 69,8

65.7

Ежду опора

28,4 ‘ 18,3

31.0

28.1 27,8

50.6 26,3

20.7 25,3 46,0 16,0

20.8

МИ 14 ММ.

1,8 2,1

1,2 1,4

1.4 1,7

1,7

1.5

** 35% Co.

Высокотемпературный предел прочности при растяжении сплавов на основе TiC (по А. Р. Бобровскому)

Состав сплава

Плот­ность SjCMs

1V

KfjMMi

OJvR кГ/мм"

V

КГ/мм2

OJvR кГ/мм*

980°С

1200°С

TiC+ 5% Со

5,06

21,0

29,8

9,5

15,5

TiC+10% Со

5,07

16,8

32,5

7,8

12,8

TiC+20% Со

5,37

30,7

47,2

14,6

22,4

Ti С+30% Со

5,61

29,7

43,6

12,7

18,8

TiC+5% Mo

5,06

15,3

24,6

10,7

16,7

TiC+ 10% Mo

5,12

17,3

28,3

11,4

18,7

TiC+20% Mo

5,24

11,5

18,3

8,6

13,7

TiC+30% Mo

5,77

17,5

24,0

10,6

15,2

TiC+ 5% W

5,14

17,8

28,6

8,5

13,7

TiC+10% W

5,22

14,5

23,0

9,1

14,3

TiC+20% W

5,3

10,1

15,7

5,8

9,7

TiC+ 30% W

5,81

8,4

11,9

4,9

7,0

Стеллит 30(422—19)

8,31

26,6

26,6

Примечание. Относительная плотность 8,31 принята за 1.

Ления в этой таблице приведены данные Рэдмонда и Смита [151] по пределу прочности при изгибе на холоду.

Сопоставление данных по пределу прочности при рас­тяжении и изгибе показывает, что у сплавов с 5, 10 и 20% Со предел прочности при изгибе в 2,2—2,5 раза вы­ше предела прочности при растяжении; для сплавов же с 30% Со соответствующее соотношение составляет око­ло 3,6. Согласно данным опытной станции Университета штата Огайо (США), величины предела прочности при изгибе хрупких материалов в 1,67—2,5 раза превышают величины предела прочности при растяжении. Основы­ваясь на этом положении, А. Р. Бобровский [152] по дан­ным Дейча с сотрудниками о пределе прочности при изгибе вычислил путем интерполяции и умножения на средний коэффициент 0,5 предел прочности при растя­жении при высоких температурах сплавов TiC—Со, TiC—Mo и TiC—W. Полученные им данные в сопостав­лении с аналогичными данными для высокожаропрочно­го сплава стеллита 30 приведены в табл. 68. Для того, чтобы внести поправку на разницу в отношении плотно­сти, величины предела прочности при растяжении дели­ли на соответствующие величины относительной плот­ности.

Из табл. 68 следует, что уже при 980° С предел проч­ности при растяжении сплавов на основе TiC с 20 и 30% Со выше, чем у «сверхжаропрочных» сплавов, и что другие сплавы с кобальтовой связкой, а также спла­вы с 10% Mo и 5% W превосходят их, если принять во внимание их незначительную плот­ность. При 1200° С все сплавы на основе TiC превосходят по прочно­стным характеристи­кам известные высоко­жаропрочные матери­алы.

На рис. 118 сопо­ставлены данные по прочности при изгибе всех изучавшихся ма­териалов для 870,1090, 1350° С. В то время как при температуре до 1090°С прочность сплавов с кобальтовой связкой очень высокая, при 1315° С она уже снижается. При таких высоких темпера­турах прочность образцов с молибденовой и вольфрамо­вой связками значительно выше.

Рэдмонд и Смит [1513 установили, что предел прочно­сти при изгибе сплавов TiC—Со (80/20) и TiC—Ni (80/20) при 980° С соответственно равен 78 и 64 кГ/мм2 (см. ниже). Эти полученные при оптимальных условиях изготовления данные значительно выше данных Дейча с сотрудниками [149] (см. рис. 118).

Imfh

3

Is^jfc

10 30 10 JO IO 30 Co W Mo

У, (No пассе} *

Рис. 118. Высокотемпературный предел прочности при изгибе кар­бида титана с различными связ­ками, по Дейчу, Репко и Лидману:

/ — 870° С; 2 — 1090° С; 3 — 1315° C

Устойчивость сплава TiC—Со (80/20) к термоударам определял Гоффман ‘с сотрудниками [50]. Образцы вы­держали 25 циклов при 1315° С, что доказало их превос-

Окалиностойкость твердых еппавов на основе TiC С различными связками (по Уитмэну и Репко]

Толщина слоя

Окалины,

MM

Материал

После 50-у нагрева при температуре, 0C

После ЮО-ч нагрева при температуре, 0C

880

980

1090

880

980 I 1090

TiC горячепрессованный

TiC+5% Со TiC+10% Со TiC+20% Со TiC+30% Со TiC+5% W TiC+10% W TiC+20% W TiC+30% W TiC+5% Mo TiC +10% Mo TiC+20% Mo TiC+30% Mo 26% Cr, 20% Ni ** 25% Cr, 12% Ni**

0,061 0,058 0,048 0,048 0,081 0,031 0,031 0,091 0,18 0,063 0,051 0,058 0,61* 0,001 0,0006

0,16

0,14

0,24

0,25

0,094

0,091*

0,25*

0,31*

0,25*

0,048

1,3*

3,8*

0,0025

0,0025

0,53

0,74

0,71

0,54*

0,38*

2,5*

0,005 0,007

0,1*

0,089

0,089

0,096

0,13

0,051

0,051

0,19

0,15 0,22 0,12

0,002 0,0013

0,25 0,23 0,28 0,32 0,11* 0,1*

0,41* 0,82*

0,005 0,005

0,86 1,2* 1,1*

4,1*

0,01 0,015

* Получено ‘-жеiраполяцноп.

" Жарг

Прочная

•таль.

Ходство перед горячепрессованными, не содержащими связки TiC, ZrC и окислами.

Наряду с изучением физико-механических свойств сплавов на основе TiC с кобальтовой, вольфрамовой и молибденовой связками Унтмэн и Репко [150] опреде­ляли также и окалиностойкость этих сплавов. Образцы нагревали в воздухе при 880, 910 и 1090° С с различным временем выдержки. Поскольку молибден образует при температурах испытания летучий окисел, критерием при сопоставлении служила не потеря образца в массе, а оп­ределенная металлографическим путем толщина слоя окисных пленок [65]. Данные испытаний приведены в табл. 69.

Судя по толщине окисной пленки, сплавы, содержа­щие молибден, уступают сплавам с вольфрамовой и ко­бальтовой связками. Кобальт же, судя по образованию

Рис. 119. Структура слоя окалины на твер­дом сплаве TiC—Со(70/3) после 100-’г на­грева па воздухе при 880° С (Х250), по Уитмэиу и А. И. Репко:

/—внутренняя переходная зона; 2 — трещина в слое окалины; 3 — наружный однофазный слой; 4 — двухфазный внутренний слой; 5 — не содержа­щий окалпны основной материал

«Г.

Той высокой окалиностойкостью, которой характеризуют­ся высоколегированные литые материалы.

Слой окалины у TiC с молибденовой связкой по внешнему виду напоминал мел, был порист и содержал TiO2. В слое окалины на поверхности сплавов с вольфра­мовой и молибденовой связкой обнаружили трехокиси WO3 и MoO3. Слои окалины на TiC с кобальтовой связ­кой носили комплексный характер. Наружный слой ока­лины состоял из С0С3-Co2O3, а внутренний — из CoTiO3 (рис. 119).

При 880°С особая склонность к окалинообразованию проявилась у сплава TiC—Со (70/30). Четкого объясне-

Плотной и устойчивой окисной пленки, по-видимому, пре — Щ восходит в качестве цементирующего металла и вольф­рам. Приведенные для сопоставления данные по высоко­жаропрочным сталям свидетельствуют о том, что ни один из испытывавшихся твердых сплавов не обладает ния того, почему окалиностойкость этого же сплава при более высоких температурах значительно лучше, нет. Из рис. 119 следует, кроме того, что механизм окисления очень сложен. Проникновение окислов между границами зерен TiC, наблюдавшееся у сплавов TiC—W (70/30) (рис. 120), у сплавов с кобальтовой связкой не замечено. Устойчивость к окислению сплавов TiC—Со определяет­ся теми химическими процессами, которые приводят к

Рис. 120. Структура сплава TiC—W (70/30) после ЗО-ч нагрева иа воздухе при 980° С (Х750), по Уитмэну и А. И. Репко:

/ — фронт окисления; 2- окисление по границам (ерей

Образованию в зоне кислородной диффузии газонепро­ницаемого слоя окалины. Принято считать, что CoO • С02О3 соединяется с частью образующейся ТЮг и что получающийся в результате этого CoTiOs растворяет­ся в Ti02. Окалиностойкость твердых сплавов на основе карбида титана с присадками СгзСг(Та, Nb) и WC и с кобальтовой связкой тщательно изучили Хиннюбер, Рюдигер и Кинна [57, 58, 153]. На основании рентгенов­ских, металлографических и электронномикроскопиче- ских данных они сделали достаточно точные выводы о кинетике образования слоя окалины и ее составе. Эти выводы хорошо совпадают с данными американских ис­следователей.

С точки зрения физико-механических характеристик, устойчивости к термоударам и окалиностойкости из всех изученных сплавов на основе TiC с кобальтовой, молиб­деновой и вольфрамовой связкой наиболее перспектив­ным является, по-видимому, сплав TiC—Со (80/20).

HRMИ «ни

Рис. 121. Турбинные лопатки из твердых сплавов на основе TiC (по Гоффмаиу, Аульту и Гэнглеру)

Турбинные лопатки из этого материала испытывал Гоффман с сотрудниками [50] в условиях эксплуатации

Рис. 122. Турбинная лопатка из керамического ма­териала (по Гартвпгу, Шефлингу и Джонсу)

На экспериментальной турбине. Конструкция лопатки изображена на рис. 121 [6, 30, 80, 154]. Речь идет о типич­ной лопатке турбинного компрессора. Она более сходна с металлической лопаткой обычной формы, чем с лопат­кой из керамического материала, которую разработал Гартвиг с сотрудниками [155] для экспериментальных исследований (рис. 122).

Практические испытания лопаток производили прй температуре подаваемых газов 1200°С и скорости вра­щения до 17 500 об]мин. Поломки лопаток, происшедшие при этом, были связаны либо с критическими вибрация­ми двигателя, либо с напряжениями у края лопатки. Другие поломки происходили в самом турбинном коле­се, по-видимому, вследствие перегрева колеса из-за срав­нительно высокой теплопроводности материала на кар­бидной основе. Это обстоятельство вызывало необходи­мость реконструкции колеса и лопатки, по крайней мере, для кратковременного использования при высокой рабо­чей температуре. Однако ни один из применявшихся до настоящего времени сплавов не обладал окалиностой — костью, достаточной для того, чтобы его можно было ис­пользовать в течение 10 ч при температурах 1150° С и выше. Кроме того, для устранения поломок лопаток требовалось повысить устойчивость к термоударам и ударную вязкость. В дальнейших исследованиях выясни­лись три разных направления:

1) изменение состава карбидной фазы;

2) выбор других связующих сплавов и вариации в со­держании связки;

3) термическая обработка и изменение технологии изготовления;

4) нанесение защитного покрытия.

Изменение состава карбидной фазы на основе TiC

Сплавы TiC—Со, как уже упоминалось выше, не об­ладают достаточной окалиностойкостью. Рэдмонд и Смит [151] обнаружили, что добавка к сплавам TiC—Со твердых растворов из карбидов ниобия, тантала и тита­на заметно увеличивает окалиностойкость.

Воздействие добавок этих тройных твердых раство­ров на окалиностойкость сплавов TiC—Со с содержани­ем Со 12,3% (по объему) выражено графиком (рис. 123). Данные графика основаны на увеличении толщины слоя окалины в результате 64-ч нагрева образца при 980° С в муфельной печи в атмосфере воздуха. Обращает на себя внимание особенно заметное повышение окалиностойко — сти при добавке 10—20% твердого раствора.

Как следует из рис. 124 и 125, с увеличением содер-

Рис. 123. Влияние до­бавки твердого рас­твора NbC—TaC—TiC на окалинообразова­ние твердого сплава TiC-Co (нагрев 64 ч при 980° С, по Рэдмон — ду и Смиту):

# — на графитовой ПОД’ ложке; О — на керамиче­ской подложке

О 10 20 30 йО 50 60 70 80 Содержание твердого раствора NbC -IaC-TiC. % (по ни с се)


OVP о\о

О

О

О ‘ ¦

•N

IJ/W’ ? *

 

И

90

 

70

 

1I

50

 

О 20 ItO 60 вО Содержание твердого раствора NbCTaC- TiC, % (по массе)

Рис. 124. Предел прочности при изгибе твердых сплавов на основе TiC с присад­кой твердого раство­ра NbC-TaC-TiC (по Рэдмонду и Сми­ту)


.-Рис. 125. Высокотем­пературный предел прочности при изгибе твердых сплавов иа основе TiC (по Рэд­монду ii Смиту):

50

1 — 80% TiC, 20% Co; 2 — 66,3% TiC, 15% твердого раствора NbC-TaC-TiC, 18,7% Cq

T

I1

И

С;

110 — 90 70

Э.__

1

2

\

Об

О 200 WO 600 SOO ¦ /ООО 1200 Т(мпероглцра°С


Жания твердого раствора предел прочности при изгибе как на холоду, так и при нагреве снижается. Обуслов­ленное легированием снижение прочности для многих областей применения является, по-видимому, допусти­мым. Материал, состоящий из 65% TiC, 15% твердого раствора NbC—TaC—TiC и 20% Со, известен под фир­менным названием «Кентаниум К 138А». Согласно рабо­те [156], предел прочности при изгибе этого материала при 980° С равен 70,2 кГ/мм2, т. е. больше, чем для спла­ва такого же состава по рис. 124; длительная проч­ность при 820° С превышает 31,6 кГ/мм2, модуль упру­гости равен 40 000 кГ/мм2, а плотность составляет

Рис. 126. Длительная прочность сплава «Кента­ниум К138А» в сопостав­лении с типичными вы­сокожаропрочными спла­вами (по Рэдмонду):

(—сплав «Кентаниум К138А; 2— сплав «Виталлиум»; 3 — S816

10 100 Bpenя, V

/ООО

5,8 г/см3, коэффициент теплового расширения в темпера­турном интервале 20—650°С равен 8,1 • 10-в и теплопро­водность 0,075 кал!(см • сек • град).

Рэдмонд приводит, кроме того, данные по длительной прочности «Кентаниума К 138А» при 980° С. Как следует из рис. 126, длительная прочность этого материала значи­тельно выше, чем у обычных высокожаропрочных спла­вов. Это преимущество становится особенно заметным, если принять во внимание плотность (рис. 127).

Рэдмонд сделал вывод, что сплав «Кеннаметал К138А» и другие аналогичные сплавы следует применять в тех случаях, когда требуются высокая прочность, хоро­шая устойчивость к окислению и стойкость к термоуда­рам при температуре вплоть до 1200° С. Допустимой ра­бочей температурой для лопаток газовых турбин ротора и статора считается 1090° С. Кроме того, Рэдмонд пола­гает, что подобные твердые сплавы на основе TiC можно применять также и там, где требуется высокое сопротив­ление деформации и газонепроницаемость при темпера­туре до 1500° С. Применение этого сплава возможно и при кратковременном соприкосновении с жидкими ме­таллами и быстрыми токами газов при температуре до 2500°С.

Рэдмонд упоминает далее о сооружении специальной газовой турбины, наиболее ответственные детали которой изготовлены из твердого сплава на основе TiC.

Рис. 127. Длительная прочность сплава «Кента — ниум К138А» в сопостав­лении с обычными жаро­прочными сплавами с учетом плотности (по Рэдмонду):

/ — сплав «Виталлиум» (d= = 8,30); 2 — К138А (d=5,8I); 3 — S816 (d = 8,59)

JOOO

Время, V

В одной из поздних работ [157] Рэдмонд и Грэхэм со­общают, что сплавы на основе TiC с 15% твердого рас­твора NbC—TaC—TiC и 20—30% никеля в качестве связки превосходят по устойчивости к окислению сплавы с кобальтовой связкой. Кроме того, Рэдмонд и Грэхэм приводят данные по длительной прочности различных сплавов нового типа на основе TiC (табл. 70) и рассмат­ривают вопрос о сжимающих и растягивающих нагруз­ках в условиях эксплуатации, например у турбинных ло­паток, а также связанные с этим конструктивные проб­лемы.

В связи с этим оказались существенно важными эксперименты, которые проводил Роач [158] на изделиях из карбида титана, не содержащего связки. В результате экспериментов Роач предложил другой способ повыше-

Длительная прочность новых марок еппавов типа «Кентаниум» (по Рэдмонду и Грэхэму]

Марка сплава «Кентаниум»

Температура. 0C

Длительная прочность (кГ/мм") при про­должительности испытания, ч)

,0

100

1000

К 151 А

870

19,3

16,2

13,4

980

10,9

7,9

5,2

К 152 В

820

22,5

17,2

12,3

870

14,8

10,6

980

7,4

3,5

Рис. 128. Окалинооб — разоваиие TiC с при­садкой хрома (по Роачу):

/ — 1 % Cr (по массе); 2 — 0% Cr; .5 — 2,1% Cr; 4 — 0,5% Cr; S — 3,8% Cr;

6 — 5% Cr

700 800 900 1000 1100 IFOO1300 ГШ Г&ппература°С

Ния устойчивости к окислению путем вариаций в карбид­ной фазе. Согласно патентным данным можно получить TiC особо высокой твердости и с содержанием свободно­го углерода менее 0,2% путем восстановления ТЮг угле­родом в присутствии небольших количеств окиси хрома. В соответствии с этим Роач прессовал под давлением 350 kFJcm2 смеси порошков TiC и СггОз (содержащих со­ответственно 0; 0,5; 1,0; 2,0; 4; 6; 10 и 20% металлическо­го хрома) с добавкой летучей связки. Прессовки загру­жали в сырой TiC в графитовом тигле и подвергали 25—30-мин нагреву примерно при 2200° С. Спеченные

[1] Патент (США) № 2491410, 1945.

Таким путем образцы прокаливали в течение одного часа при 650, 850, 1200 и 1400°С, после чего определяли их увеличение в массе. Приведенные на рис. 128 данные свидетельствуют о том, что наилучшая устойчивость к окислению достигается при 5% хрома. При более низком (0,5—1%) или более высоком (10—20%) содержании хрома устойчивость к окислению меньше.

Объяснить описанное явление трудно. Роач обнару­жил изменение линии рентгеновской диффракции и в со­ответствии с этим предположил образование твердых растворов. Возможно, однако, что часть образовавшего­ся промежуточного металлического хрома играет роль связки. Таким образом, эксперименты Роача следует со­поставить с экспериментами Трента и его сотрудников [159], а также Киффера и Кёльбля [44] по хромсодержа — щей связке. Во всяком случае, можно считать, что за­щитное действие хрома свидетельствует об образовании прочно соединяющейся с основным материалом и газоне­проницаемой защитной пленки, содержащей окись хро­ма. Проводимые в настоящее время исследования высо­кожаропрочных карбидных сплавов типа TlC—Cr3— —Сг3Сг—Ni и TiC—Сг3Сг—Со были начаты Трентом и другими исследователями [72, 159]. Содержание карби­да хрома в испытуемых ими материалах составляло 4—12%, а связки 20—60% TiC. Химический состав и физико-механические характеристики исследованных сплавов приведены в табл. 71.

Таблица 71

Химический состав и свойства высокожаропрочных сплавов на основе TiC tno Тренту и др.)

Химический состав сплава, %

Плотность,

Твердость

Предел проч­

Sj CMi

Но Виккерсу,

Ности при

TiC

Ni

Co

CraCa

КГ/мм2

Изгибе, кГ/ммг

74

20

4

5,8

1400

70,3

63

30

7

5,9

900

91,4

48

40

12

6,25

800

126,6

47,5

50

2,5

6,4

720

161,7

32

60

8

6,8

560

154,7

80

20

5,4

1400

87,9

63

30

7

5,9

1200

80,9

48

40

12

6,29

1180

98,4

45

50

5

6,45

820

161,7

32

60

8

6,88

700

161,7

Необходимо отметить, что для одного типичного сплава из этой группы модуль упругости оказался равным 35 000 кГ/мм2 при 20° С и 27 000 кГ/мм2 при 700° С, а ко­эффициент линейного расширения (7,9—11,3) ¦ Ю-6.

С увеличением содержания карбидной фазы умень­шается плотность, прочность при низкой температуре и коэффициент линейного расширения. Одновременно возрастают твердость, модуль упругости и длительная прочность.

Данные о жаропрочности некоторых испытывавшихся сплавов представлены на рис. 129 и 130.

Окалиностойкость сплавов определяли путем 100-ч нагрева в атмосфере воздуха при 900°С по увеличению в массе, которое составляло в зависимости от содержа­ния карбида хрома от 0,004 до 0,018 г/см2.

Изучение микроструктуры сплавов показало, что кар­бидная фаза (если не учитывать незначительных коли­честв свободного карбида хрома) образована из твердо­го раствора TiC-Cr3C2. Имеются данные, что раствори­мость карбида хрома в TiC при 1700—-1800°С составляет свыше 40°/о — Выяснено, что цементирующая фаза после затвердения также содержит хром, выделяющийся из карбида хрома или же из твердого раствора карбид ти­тана—-карбид хрома.

Влияние систематических изменений в составе кар­бидной фазы изучал Хиннюбер и другие исследователи [56. 58]. Изучаемый сплав TiC содержал 20% Со и до 40% Cr3C2 (Та, Nb) С или WC. Судя по окалинообразова — нию при 1000оС (рис. 131), можно сделать вывод, что добавка указанного карбида в количестве примерно 10—30% улучшает устойчивость к окислению основного сплава.’ Рентгенографические и металлографические ис­следования, а также исследования с применением элек­тронного микроскопа, проведенные Хиннюбером, позво­лили получить представление о составе окалины и изме­нении его в процессе окисления.

Согласно Агте и др. [97, 130], сплавы с 80% TiC и 20% TaC/NbC и с 50% связки из сплава Ni—Со харак­теризуются особенно высокой окалиностойкостью, кото­рая может быть еще больше увеличена путем присадки 1—5% Cr3C2. Повышение окалиностойкости позволяет уменьшить содержание связки и тем самым повысить длительную прочность сплава [124].


Рис. 129. Длительная прочность различных твердых сплавов на основе TiC при 750°С (по Тренту, Картеру и Батмэну):

/ — сплав E 1079;

2 — сплав E 1085

WOOO

WO WOO Время, V


7.

500 WOO Время, ч

7500

Рис. 130. Кривые ползу­чести твердых сплавов на основе TiC при 750° С и нагрузке 18,9 кГ/жж2 (по Тренту, Картеру и Батмэну):

<j 4J

I

/ — сплав E 1085; 2 —сплав E 937; 3 — сплавы E 1079


Рис. 131. Влияние приса­док добавочных карби­дов на окалинообразова­ние сплавов TiC—Со (по Хиннюберу, Рюдигеру, Кинна):

500 Г

1

I

S 300 I

I

I

5

О

W

50

/-Cr3C2; 2 —WC; г —(Та, Nb)C

200

100

К

\

V

N

»7

:3

20 30 IO Содержание добавочного нарви Да, % (по массеJ


Изменения в составе связки твердых сплавов на основе TiC

Согласно данным Энгеля [147], хром по своим леги­рующим свойствам является удачно выбранной связкой. Одновременно с этим, учитывая положительные свойства Сгг03, можно считать, что применение хрома в качестве связки приводит к созданию твердых сплавов, которые как по окалиностойкости, так и по физико-механическим характеристикам удовлетворяют требованиям высоко­температурной техники. В то время как эксперименты с чистым хромом в качестве связки, согласно данным ра­боты [148], не привели к хорошим результатам, сплавы со связкой Со—Cr, Ni—Cr и Со—Ni—Cr оказались зна­чительно более подходящими[34]. Подобные материалы про­изводятся в настоящее время в широком масштабе [160].

Это новое открытие явилось результатом системати­ческих исследований окалиностойкости твердых сплавов Киффером и Кёльблем [44]. В табл. 72 приведены дан­ные по составу, твердости и пределу прочности при изги­бе этих материалов, а в табл. 73 — данные по окалино — образованию после нагрева образцов (8X8X20 мм) в открытой муфельной печи при температуре 900—IOOO0C и длительности до 50 ч[35]. Если эти данные сопоставить

Таблица 72

Свойства еппавов типа WZ (по данным Киффера и Кёльбпя)


Условное обозначе­ние сплава

Твер­дость HV, кГ/мм’

Плот­ность. г/см?

Со

Cr

TiC

Ni

Химический состав сплава, %

TaC (NbC)

Предел прочности при изги­бе, кГ/мм’


10 13

10

28

5 8 10 13

10 12

1010 830 1160 1070 1220 1090 860 720

32 40

32 15 24 30 39

6,20 6,40 6,10 6,30 6,0 6,20 6,40 6,65

WZ Xb

60

WZ Ic

50

WZ 2

60

WZ 3

50

WZ 12а

75

WZ 126

60

WZ 12с

50

WZ Ш

35

135—150 150-170 110—125 140—150 105—115 130-145 150—165 170—180


С данными по окалинообразованию обычных твердых сплавов (см. выше), то преимущества сплавов типа WZ становятся очевидными.

Данные по окалинообразованию сплава WZ126 при­ведены на рис. 132 в виде изотермы окисления при 900, 1000 и IlOO0C. При этом увеличение в массе зависит от длительности нагрева. Окалинообразование протекает по параболическому закону и, следовательно, приводит к образованию слоя окалины. Это подтверждается также сопоставлением прокаленного образца сплава WZ с лю­бым другим твердым сплавом (рис. 133). Микро­структура одного из сплавов типа WZ показана на рис. 134.

Таблица 73

Окисление твердых сплавов типа WZ

Темпера­

Увеличение в массе (%, от исходного) для

Сплавов

Время, ч

Тура, 0C

WZl Ь

WZ2

WZ3

WZ126

WZlc

900

5

0,098

0,085

0,081

0,122

0,78

10

0,185

0,165

0,105

0,155

0,91

20

0,312

0,298

0,133

0,197

0,115

30

0,396

0,370

0,152

0,212

0,135

40

0,496

0,466

0,179

0,222

0,167

50

0,556

0,537

0,197

0,230

0,187

1000

1

0,162

0,155

0,119

0,120

0,137

5

0,212

0,208

0,185

0,210

0,139

10

0,321

0,298

0,249

0,252

0,240

20

0,596

0,566

0,317

0,279

0,306

25

0,765

0,698

0,346

0,289

0,314

50

0,843

0,785

0,372

0,305

0,328

1100

1

0,212

0,198

0,158

0,167

0,163

5

0,511

0,422

0,354

0,254

0,285

10

0,798

0,690

0,495

0,305

0,372

20

1,14

0,912

0,782

0,364

0,526

30

1,36

1,12

0,931

0,384

0,613

Сплавы типа WZ совмещают в себе значительную устойчивость к окислению при высоких температурах с хорошей жаропрочностью. На рис. 135 приведен график длительной прочности сплава WZlЬ. Этот сплав превос­ходит по качественным характеристикам известные ли-


50

СО

0.6

I 0.5 ‘i Oit ^ 03 $ 0,2

3

»Z

W 20 30 Время, ч

Рис. 132. Изотермы ока — линообразования сплава WZ12 b при 900, 1000 и IlOO0C (по Кифферу

Кёльблю):

/ — 900° С; 2 — 1000° С;

К oj

3 — 1100° С


Рис. 133. Образование окалины иа изделиях

Из твердых сплавов (по Кифферу и Кёльблю):

Верхний ряд: 82% WC. 18% Со, / — 8 ч при 800° С; 2—14 ч при 800° С: нижний ряд: WZ2, 3 — 60 ч при 1200° С; 4 — 60 ч при 1300° С


ЯЩШШ


ЯЯ

Рис. 134. Структура одного из сплавов тппа WZ по Кифферу Ii Кёльблю (X 2000)


Тыс «свсрхжаропрочныс» сплавы [44]. При температуре выше 820°С сопоставление становится невозможным, так как эта температура является максимально допусти­мой для литых сплавов. Литературные данные для тем­ператур испытания выше 900° С отсутствуют.

Турбину, лопатки, валки и роторы которой изготови­ли из твердых сплавов типа WZ, испытали в условиях, сходных с эксплуатационными. Длительная прочность

I У о

Рис. 135. Длительная ^ прочность сплапоп WZlft по Кифферу и ? /(} Кёльблю:

/ — 800" С; 2 — 900° С;

3 — 980" С 0

ВрРПЧ, ‘/

И окалиностойкоеть лопаток при IOOO0C были удовлет­ворительными. Однако в корнях лопаток возникли тре­щины [6, 27, 30] из-за недостаточной стойкости к термо­ударам и невысокого предела прочности при ударном изгибе.

На рис. 130 показаны различные турбинные колеса, лопатки и другие детали, изготовленные из твердого сплава типа WZ [80, 85—87, 115]. В то время как в про­изводстве турбин твердые сплавы на основе TiC внедре­ны не были, в других областях применения при высоких температурах детали из сплавов WZ (опоры и оправки машин для испытания на жаропрочность [161—163], пу­ансоны, насадки для патрубков [34] и др.) очень хорошо оправдали себя.

Высокая устойчивость твердых сплавов па основе TiC к жидким металлам, например к висмуту и в особен­ности к перегретым щелочным металлам [101 —163], мог­ла бы способствовать использованию этих материалов в реакторостроении.

Новые открытия в этой области охватывают далее твердые растворы TiC с другими тугоплавкими карбида­ми. При этом в качестве связки применяются коррозион — ностойкие и жаропрочные сплавы Co — Cr, Ni—Cr и Co — Ni-Cr.

По данным Рэдмопда и Смита, хорошие результаты получены при испытании твердых растворов па ос­нове TiC—TaC—NbC (см. данные по WZ3). Согласно данным Киффера и Кёльбля [44], эксперименты с тверды­ми растворами TiC—Mo2C, пропитанными сплавами

Рис. 136. Детали n:s сила пои типа WZ (гМсталльверк План! ее», г. Peii n е/Тироль)

Со—Cr и Ni—Cr, показали, что присадка MoC в количе­стве свыше 5% заметно снижает устойчивость к окис­лению.

В Англии сплавы, аналогичные сплавам WZ, выпус­тила фирма «Метро-Виккерс» под маркой «Эльмет HR». На рис. 1.37 приведены изотермы окисления сплава с 50% TiC, 25% Ni, 14,25% Cr и 10,75% Со при 800, 900, 1000 и 1200°С после нагрева образцов в смеси пара­фин —воздух. По окалинообразовашпо сплав «Эльмет» значительно превосходит сплав «Мимони к 80 А» (рис. 138).

Испытания на устойчивость к термоударам показа­ли, что при 850° С сплав «Эльмет» может выдержать 3500—4000 циклов, тогда как сплавы Ni-Cr-Ti выдер­живают только 2000 циклов. Данные по жаропрочности и длительной прочности совпадают с аналогичными дан­ными для сплавов типа WZ.

Гаррнс, Чайльд и Говард [74] изучали устойчивость твердых сплавов па основе TiC к ползучести при темпе-


Рис. 137. Изотермы ока — „’IIIнеобразованна сплава «Эльмет HR» с 50% TiC, 25% Ni, 14,25% Cr, 10,75% Со:

/ — 800" С; 2 — 900" С; ¦У — 1000° С: 4 — 120»" С

10

\°-д

Хо. в ^Oj

§ Ofi 4 0,5 % OA % O. J

Ia2

4

У I

3

Г

У

/

Го 4<? во so wo /го wo

Время, V


Ггоо

Рис. 138. Окалинообра­зование сплава «Эльмет 1IR» и сплава «Нимопнк БОА» (нагрев в течение 50 ч);

1 — сцлав «Эльмег НК»; 2 — сплав «Нимопик 80Л»

800 Ж! ООО /WO >емперитцрал


Ратуре до 1100" С. Они подтвердили предположение Киф­фера и Кельбля о том, что жаропрочные сплавы Ni— Co—Cr превосходят в качестве цементирующих мате­риалов сплавы Ni—Со, не содержащие хрома. Лучшие показатели получили при содержании связки, равном 20—30%. Добавка 25% NbC, TaC, ZrC и Cr2O3 улучшает усталостные свойства. Сплавы, содержащие наряду с 45—60% TiC, 20—25% TaC и 20—30% жаропрочной связки, превосходят наилучшие аустенитные стали (осо­бенно если учесть соотношение прочность — плотность). Окалиностойкость при температуре 1200°С оказалась в обоих случаях одинаковой.

Состав связки в твердых сплавах на основе TiC изме­няли неоднократно [48, 76, 123, 132, 141, 164]. Так, изучи­ли влияние связок Ni—Mo, Ni—Al и Ni—Mo—Al иа жа­ропрочность [6, 76, 85]. Чех [123] изучал возможность взаимодействия Ni, Со, Cr, Mo, Nb, Si, Ti и NiAl3 с TiC. Сугияма и Судзуки [132] исследовали сплавы со связкой Ni-Cr-Mo (60/20/20).

При первых практических экспериментах по примене­нию твердых сплавов на основе TiC для турбинных лопа­ток выявилось, что наряду с жаропрочностью большое значение имеет также предел прочности при ударном изгибе [6, 23, 26, 28, 48, 71, 76, 81, 85-88, 90, 93, 99—101, 121, 122, 165]. Эту характеристику определяли различ­ные исследователи [6, 48, 71, 76, 81]. Сопоставление полу­ченных величин в связи с этим затруднительно. Так, Пфаффингер с сотрудниками [85—87] дает для сплавов типа WC с 25—65% связки (поперечное сечение образ­цов 10×10 мм2, расстояние между опорами 40 мм) ве­личину 38—95 кГ ¦ см/см2, тогда как для «сверхжаронроч — пых» сплавов она равна 380—665 кГ/см2. Для практи­ческих целей такие данные ненадежны. Увеличением со­держания связки (что, однако, снижает длительную прочность) и специальными методами изготовления (пропитка, полировка поверхности) удалось достигнуть более высоких величин для ударной вязкости; однако изготовленные даже таким путем турбинные лопатки не дали хороших результатов.

Поскольку на пластичность и прочностные характе­ристики влияет не только состав сплава, но и структура, т. е. форма и размер зерен карбидной фазы и ее распре­деление в связке, этой проблеме было уделено особое внимание и. при изучении твердых сплавов на основе TiC [82, 166—168].

Таким образом, сплавы тина «Кентаниум», марки WZ и аналогичным образом изготовленные сплавы не­мецких и английских марок в настоящий момент явля­ются наиболее перспективными с точки зрения высоко­температурного применения сплавов на карбидной осно­ве. Предположение, что эти материалы пригодны для различных видов применения при рабочих температурах IOOO0C, а возможно и IlOO0C, по-видимому, обосновано. Однако для широкого промышленного применения этих материалов, в особенности при изготовлении турбин, сле­дует повысить предел прочности при ударном изгибе (см. ниже).

Специальные методы изготовления твердых сплавов на основе карбида титана

Изготовление фасонных деталей, например турбин­ных лопаток, из твердых сплавов на основе карбида ти­тана в основном проходит через те же стадии, что и де­талей из твердых сплавов, предназначаемых для реза­ния [80, 85, 130]: прессование с последующим спеканием в атмосфере водорода [106] или в вакууме [117, 127, 128], а в ряде случаев горячее прессование [116] или непре­рывное выдавливание (экструзия) с последующим спеканием в вакууме [107]. При этом во всех случаях необходимо принимать во внимание следующие обстоя­тельства. Чистовая обработка деталей сложной конфи­гурации (лопатки или турбинные колеса) из предва­рительно спеченных заготовок требует специальных станков (копировальных) с соответствующими инстру­ментами. При окончательном же спекании, которое про­изводится преимущественно в вакууме, необходимо при высоком содержании связки следить за тем, чтобы не произошла ее ликвация. Так, было предложено медлен­но поворачивать турбинные колеса во время спекания Тем не менее спекание фасонных изделий из сплавов с содержанием связки свыше 50% связано с трудностя­ми. По этой причине предпочтение оказывается методу пропитки. Относительно процессов, происходящих при спекании твердых сплавов на основе карбида титана, в особенности о влиянии структуры, определяющей плас­тические характеристики, упоминалось выше.

Из-за жестких допусков поверхность и основание тур­бинных лопаток после спекания в большинстве случаев подвергают окончательному шлифованию (доводке) ал­мазом. Сплавы с высоким содержанием связки можно также обрабатывать твердыми сплавами с высокой твер­достью [85].

Трудности при формировании привели к тому, что в некоторых случаях оказалось целесообразным приме­нять обычное в керамическом производстве шликерное литье [120, 169, 170]. Твердосплав­ную смесь взмучивают путем добав­ки водного раствора электролита; полученный таким путем шликер заливают в гипсовые формы, отса­сывающие воду. Затем детали лег­ко извлекают из формы и после удаления остатка суспензионной среды подвергают окончательному спеканию.

Рис. 139. Форма для пропитки при изготов­лении турбинной ло­патки из сплава на основе TiC (по Гёт — целю):

1 — графитовая иасадка;

2 — пропитывающий ме­талл; 3 — фильтр из TiC;

4— графитовая клемма;

5 — карбидный каркас;

6 — поверхностный слой;

7 — графитовая форма;

5— графитовая державка

Особо важное техническое зна­чение при изготовлении твердых сплавов на основе карбида титана с высоким содержанием связки име­ет метод пропитки [44, 62, 64, 70, 79, 88, 93, 94, 98, 121, 126, 171]. Можно подвергать пропитке все существу­ющие сплавы. Об основах процесса пропитки упоминалось ранее [109]. Киффер и Кёльбль [44] опробовали этот метод также и при изготовле­нии твердых сплавов на основе кар­бида титана или содержащего кар­бид титана твердого раствора. Они пришли к выводу, что, применяя этот метод, можно изготовить непо­ристые материалы с 60—70% связ­ки. Заметной разницы между свой­ствами спеченных твердых сплавов и аналогичных сплавов, полученных пропиткой, не обнаружено. Метод пропитки с использованием жаропрочных сплавов всех видов неоднократно применялся для изготовления вы­сокожаропрочных твердых сплавов на основе кар­бида титана. Особенно много усовершенствований в метод пропитки при промышленном изготовлении тур­бинных лопаток внес Гётцель с сотрудниками [79, 88, 93, 98, 99, 171]. Для улучшения ударной вязкости при этом разработан метод, по которому можно нанести на по­верхность лопатки тонкую пленку вязкого пропитываю­щего сплава (рис. 139). Аналогичное действие оказыва­ют также нанесенные гальваническим путем пленки никеля или сплава никель — хром [23, 76, 103; 122]. В то время как термическая обработка и пескоструйная обработка [101, 126] не улучшают заметным образом ударную вязкость, так называемый «железобетонный» метод — внедрение высокопрочных и пластичных метал­лических сеток или же волокон в пористую массу — име­ет некоторый успех [76, 122]. При этом выбранные метал­лы и сплавы не должны реагировать при необходимых высоких температурах спекания с твердым сплавом и в то же время не должны охрупчиваться вследствие ре­кристаллизации.

Современные, устойчивые к рекристаллизации, спла­вы переходных металлов, главным образом ниобиевые и танталовые, могли бы обеспечить дальнейшее улучше­ние свойств и наряду с нанесением вязких окисных пле­нок способствовать успеху применения твердых сплавов на основе карбида титана и для турбин.

Керамические защитные пленки

Moop с сотрудниками [172, 173] предложил улучшить окалиностойкость твердых сплавов на основе TiC (без добавления другого карбида) путем нанесения эмале — видного керамического покрытия. Этот способ был ранее предложен для защиты молибдена и вольфрама при вы­соких температурах [43].

Присадка к керамике металлического хрома способ­ствует образованию покрытия, хорошо соединяющегося с основным материалом. Содержащий щелочи агломерат (табл. 74), взятый в количестве 20% (по массе), разма­лывали и смешивали с 80% порошка хрома и 5% глины До шликера[36], который наносили затем на пластинки из твердого сплава TiC—Со (80/20) и обжигали в течение 10 мин при 1200° С в атмосфере водорода. Получились твердые, гладкие и хорошо соединяющиеся с основным

Состав эмалей для высокотемпературной защиты твердых сплавов на основе TiC (по Moopy и др.)

Состав шихты, %

Химический состав, %

Состав обмазки

Кварц, 38,0 Борная кислота, 11,5 Углекислый барий, 56,63 Углекислый кальций, 7,14 "Окись бериллия, 2,5 Окись цинка, 5,0

SiO2, 38,6 B2O3,6,5 BaO, 44,0 CaO, 4,0 ZnO1 5,0 BeO, 2,5

Пек, 200 г

Порошок хрома, 800 г Каолин, 50 г

Na4P2O7 (всего), 7 см3 NaNO2 (всего), 1,5 см3

Материалом пленки. В легко обнаруживаемом слое со­держался карбид хрома. Покрытие было устойчиво к термоударам и достаточно хорошо деформировалось при высоких температурах. Таким образом, оно могло соот­ветствовать по ползучести основному материалу. Несмот­ря на то что не была испытана ни одна турбинная лопат­ка с подобными покрытиями, предполагают, что срок ее службы при рабочих температурах до 980° С может быть заметно продлен по сравнению с незащищенными лопатками.

Композиционные материалы, содержащие карбид титана

Исследователи производили многочисленные попыт­ки использовать высокотемпературные свойства карбида титана в композиционных материалах. Нельсон с со­трудниками [174, 175] прессовали смеси из TiC, B4C и TiB2 с цементирующими металлами (Fe, Со, Ni, Cr или Ti) и затем спекали полученные заготовки в атмосфере арго­на при температуре 1930—2070° С. В процессе спекания наряду с боридами цементирующих металлов и графи­том образовывался диборид титана Однако высокотем­пературные свойства диборида титана здесь не могут быть полностью использованы, так как указанные спе­ченные сплавы уступают материалу, состоящему из чис­того карбида титана с какой-либо специальной связкой.

Композиционные материалы на основе AbO3 с 1 — 15% TiC успешно применяют в виде так называемой «карбидной керамики» [176] в качестве режущего мате­риала (см. гл. VI).

Барр [177] исследовал материалы TiC—AbO3 с высо­ким содержанием TiC. Порошкообразные смеси без связ­ки подвергали горячему прессованию в графитовых прессформах при 1800—1850°Спод давлением \76кГ/см2. Ниже приведены величины электрического сопротивле­ния (ом-см) различных спеченных изделий. Соответ­ственно свойствам компонентов электрическое сопротив­ление возрастает с увеличением содержания AbO3.

Температура, 85% AI2O,+ 70% Al2O,+ 50% Al2Os+

°С +15%Т1С +30% TiC +50% TiC

20 1,2-105 6,7-10—3 6,1- IO-4

820 2,2 • 102 1,Ы0-2 9,5-Ю-4

1370 1,2-10» 1,37-10 1,4-IO-3

При этом температурный коэффициент сопротивле­ния сплавов с высоким содержанием окиси алюминия является отрицательным, а с высоким содержанием кар­бида титана — положительным.

Барр и другие исследователи приводят величины предела прочности при изгибе (размеры образцов 3,2X6,4 мм), а также предела прочности при сжатии (диаметр образца 20 мм, высота 38 мм) композиционно­го материала AbO3—TiC (70/30) в зависимости от тем­пературы:

139,9—140,6

21,1 17,9 15,3 14,8

38,7—45,7

Температура, 0C 21 32 790 1010 1370

Этот материал изучали в основном с точки зрения его электрических, а не механических свойств и с успе­хом использовали в качестве диэлектрика при изучении высокотемпературных свойств керамических изделий.

Уэльц [178] спекал смеси из окиси магния и карбида титана в температурном интервале 1600—1900° С. В то время как Барр с сотрудниками при рентгеновских ис­следованиях материалов AI2O3—TiC не обнаружил ника­ких изменений в периодах решетки какого-либо из ком­понентов, Уэльц [178] обнаружил в системе MgO—Ti—С существенные отклонения в периодах решетки после спе­кания при высоких температурах. Эти изменения свиде­тельствуют о наличии обменного разложения между MgO и TiC, в результате которого может образоваться TiC или Mg2TiO4 в зависимости от состава композицион­ных материалов. Восстановление MgO карбидом титана влечет за собой также значительные потери магния вследствие улетучивания при одновременном образова­нии окиси углерода. Последняя в охлажденных зонах печи вновь вступает во взаимодействие с парами магния, в результате чего образуются MgO и С. Можно также считать установленным, что наряду с твердыми раство­рами из TiC и TiO образуются твердые растворы из MgO HTiO.

В поисках высокотемпературных материалов были изучены различные сочетания TiC с неметаллическими твердыми материалами (B4C, SiC, Al2O3), а также сочетания боридов и силицидов со связкой или без нее.

В то время как материалы на основе TiC—B4C [174, 179], TiC-SiC-B4C [180], TiC-TiB2-Co-Si [181] TiC — SiC—TiSi2 (Ti5Si3) [182] и др. оказались технически малопригодными, композиционные материалы TiC—TiB2 удачно использовали для изготовления лодочек при вы­паривании металла в вакууме. Материалы же типа AI2O3—TiC—TiB2 и Al2O3—TiC—Mo2C оказались пер­спективными в качестве режущей керамики.

Высокотемпературные материалы на основе карбидов других металлов

Наряду с горячепрессованными изделиями из чистых TiC, ZrC и HfC в качестве высокотемпературных мате­риалов опробовали также и карбиды других металлов. Так, Вильяме [183] описывает получение и свойства горя­чепрессованных изделий из чистого WC. Чиотти [184] из­готовлял фасонные изделия из TaC, NbC и UC. Помимо недостаточной устойчивости этих карбидов в окислитель­ной атмосфере, Чиотти отмечает также их относитель­

Зейт и Шмекен [185] изучали композиционные мате­риалы из М02С и Al2O3. Физико-механические характери­стики спеченных при 1900° С прессованных прутков и по­рошковых прессовок изменялись в строгом соответствии с изменением состава. Так, например, плотность изделия с 80% Mo2C и 20% Al2O3 составляла 7,1 г/см3, относи­тельный предел прочности при изгибе 4 кГ/мм2, тепло­проводность 0,115 кал/ (см — сек) и электропроводность 4-IO4 ом-см"[37]. Последние две величины больше этих же величин чистого Mo2C. Это позволяет предположить о химическом взаимодействии и возникновении металли­ческой фазы между молибденом и алюминием.

Гамьян и Лидман [186] обнаружили, что во время го­рячего прессования смеси карбид циркония — ниобий (12% Nb) ниобий вступает во взаимодействие с карби­дом циркония, в результате чего образуются карбид ниобия и цирконий. Карбид ниобия образует с оста­точным карбидом циркония твердые растворы. При плот­ности, равной 6,22 г/см3, предел прочности при изгибе не превышает 41 кГ/мм2.

Согласно Гамьяну и Лидману [187], свойства горяче- прессованного карбида хрома сильно зависят от размера зерен кристаллитов, а также от температуры и длитель­ности спекания. Образцы, подвергавшиеся горячему прессованию в течение 45 мин при 1540° С, имели плот­ность 6,66 г/см3, твердость HRA92 и предел прочности при изгибе 350 кГ/мм2. При более высоких температурах и большей длительности спекания вследствие укрупне­ния зерен получали материалы худшего качества.

Твердые сплавы на основе карбида хрома с никеле­вой связкой рекомендуется применять для коррозионно — стойких и окалиностойких деталей, работающих на из­нос [186, 187].

Тугоплавкие карбиды и другие твердые материалы в качестве защитных покрытий

Компактные изделия из карбидов можно заменять карбидными покрытиями, нанесенными на основной ме­талл.

Основываясь на работах Ван Аркеля [188] и в особен­ности Moepca [189], Кэмпбелл и другие исследователи [39] изучали процесс нанесения карбидных покрытий путем осаждения из газовой фазы.

Процесс этот основан на том, что над материалом- носителем, нагретым при высокой температуре, застав­ляют реагировать газовую смесь из галоидного соедине­ния металла, окиси углерода или какого-либо углеводо­рода и водорода. Отдельные особенности процесса уже описывались ранее ‘. Карбидные покрытия можно полу­чить также путем нанесения слоя металла с последую­щей его карбидизацией.

Нанесение высокотемпературных, коррозионностой — ких и окалиностойких защитных покрытий на такие де­тали, как турбинные лопатки, позволяет применять ма­териалы, которые хотя и обладают при высоких темпера­турах требуемыми механическими характеристиками, но имеют низкие коррозионные свойства. Это означает, что чистые карбидные защитные пленки на карбидных или графитовых изделиях, а также на металлических носи­телях, например из молибдена, вольфрама или сплавов W—Та, являются перспективными в неокислительных условиях.

Кэмпбелл описывает также процесс осаждения из газовой фазы нитридов, боридов, силицидов и окислов (см. раздел «Силициды»), Поскольку некоторые туго­плавкие» бориды и силициды, в особенности дисилицид молибдена, значительно более жаростойки (устойчивы к окислению при высоких температурах), чем карбиды, применение этих твердых материалов при высоких темпе­ратурах значительно перспективнее применения чистых карбидов.

Итоги и перспективы

Несмотря на значительные усилия, затраченные на разработку новых видов высокотемпературных материа­лов на основе твердых материалов, до настоящего вре­мени в турбиностроении при изготовлении лопаток, ис­пользуемых при температуре до 900° С, преобладают все усовершенствованные «сверхжаропрочные» сплавы.

Для температурного интервала 900—IlOO0C, несмот­ря на более или менее успешное конструирование экспе­риментальных турбин, не удалось внедрить ни жаропроч­ные и окалиностойкие твердые сплавы на основе TiC (тип WZ), ни композиционные материалы на основе мо­либденовых сплавов с защитными покрытиями из спла­вов Ni—Cr (инконель и нимоник). У первой группы ма­териалов не удалось в достаточной мере повысить предел прочности при ударном изгибе на холоду и при нагреве. У второй же группы материалов оставляет желать луч­шего диффузионная защита против окисления. Испыта­ние лопаток из окалиностойких ниобиевых сплавов, как защищенных, так и незащищенных, еще не дало удовлет­ворительных результатов. В то же время защищенные силицидами ниобиевые сплавы применяются в настоящее время в космических аппаратах.

Твердые сплавы, содержащие карбиды, бориды и си­лициды (твердые материалы со вспомогательным метал­лом-связкой), не нашли себе применения при изготовле­нии турбин так же, как и чистые твердые материалы, ин­терметаллические соединения сочетания металл — окисел металла (керметы), специальная керамика, а также сплавы платины с различными металлами (последние из-за высокой стоимости и значительной плотности).

Для электронагревателей, работающих в температур­ном интервале 1200—1700° С, новым конкурентом графи­та (возможная температура эксплуатации в атмосфере окиси углерода — 2500° С и выше) и карбида кремния (максимальная температура эксплуатации на воздухе 1500° С) в настоящее время является дисилицид молиб­дена. Однако для подвижных деталей и таких случаев применения, когда требуется высокая устойчивость к тер­моударам и высокий предел прочности при динамиче­ском (ударном) изгибе, такие материалы, как MoSi2 и SiC, непригодны.

У графитовых сопел, работающих при 2000° С и выше с защитными покрытиями и без них, появились серьезные конкуренты в виде чистых молибдена и вольфрама, спла­вов на основе молибдена и вольфрама, а также компо­зиционных материалов типа W—Ag. Однако тормозом для их широкого внедрения является не полностью разрешенная проблема защиты поверхности. Особое зна­чение при этом приобретает разработка пластичных на холоду и при нагреве сплавов систем W—Re, Mo—Re и Mo—Os, которая сильно пополнила основные исследова­ния в области многокомпонентных сплавов тугоплавких металлов друг с другом и с металлами платиновой группы.

Наиболее перспективные молибденовые сплавы со­держат небольшие количества металлов группы IVa и углерода, а высокая жаропрочность их достигается дис­персионным упрочнением в результате выпадения карби­дов, а иногда нитридов этих металлов. Таким образом, мы опять приходим к металлоподобным твердым мате­риалам, т. е. замыкаем круг направления развития вы­сокотемпературных материалов.

Харвуд и Промайзель [20] рекомендует следующее направление исследований по дальнейшей разработке высокожаропрочных материалов.

1. Применение принципа S. A.P[38] (например, в жаро­прочных сплавах Al—Al2O3, Pt—Al2O3 или Ni—ThO2) к тугоплавким металлам и сплавам, т. е. повышение жа­ропрочности путем дисперсионного твердения.

2. Фундаментальное исследование в области метал­лических и оксидных нитевидных монокристаллов («усы»), имеющих, как известно, высокие прочностные характеристики.

3. Развитие «пластичной» керамики наряду с исполь­зованием наиболее ценных свойств нитевидных монокри­сталлов.

4. Создание новых композиционных материалов из металлов, твердых материалов и керамики путем приме­нения «метода железобетона» (упрочнение). Метод за­ключается во внедрении нитевидных материалов, напри­мер нитевидных кристаллов или проволочного волокна, в металлическую основную массу.

5. Усовершенствование производственного процесса изготовления тугоплавких металлов и сплавов на их ос­нове с тем, чтобы наилучшим образом использовать их полезные свойства в конструкциях высокотемператур­ных двигателей. При этом целесообразно решать вопро­сы об обработке в атмосфере защитного газа и дальней­шем развитии горячей обработки и сварки.

6. Основываясь на успехе с пропиточными сплавами W—Ag(—Cu), целесообразно изучить возможность рас­пространения эффузионного метода и па другие компо­зиционные материалы.

2. Требуемые характеристики высокотемпературных материалов

Требования, предъявляемые к высокотемпературным материалам на основе твердых материалов, могут быть различны в зависимости от области применения и еще не полностью уяснены. Турбинные лопатки, на которые наряду с соплами ракет в дальнейшем авторы будут ссылаться как на наиболее типичные изделия, могут подвергаться воздействию центробежных усилий, термо­ударов, а также вибрационных усилий.

Из механических характеристик особо важными яв­ляются высокая жаропрочность и устойчивость к ползу­чести. С точки же зрения устойчивости воздействию центробежных усилий больше подходит материал мень­шей плотности. Если центробежные усилия отсутствуют, например у направляющих лопаток, плотность материа­ла играет второстепенную роль. Для сопел ракет требу­ется низкая плотность.

У турбинных лопаток часто наблюдаются усталост­ные поломки. При этом очень трудно на основании экс­периментальных данных по пределу усталости опреде­лить поведение металла при эксплуатации. Ошибка, очевидно, связана с совмещением усталостной прочности и длительной прочности.

В неподвижных (стационарных) деталях, например в направляющих лопатках, нагрузка сильнее, чем у вращающихся деталей. Таким образом, усталостная прочность играет там большую роль.

Особенно важной характеристикой является устой­чивость к термоударам. Большая часть материалов на основе твердых материалов обладает высокой жаропроч­ностью, но недостаточными устойчивостью к термоуда­рам и ударной вязкостью. В настоящее время никакой стандартной методики определения термостойкости не существует. Это затрудняет сопоставление данных раз­личных авторов [48, 49]. В США применяют испытатель­ное устройство, изображенное на рис. 110 [50]. Образец в виде пластинки зажимают в закрепляющем кольце и нагревают в печи при соответствующей температуре и затем быстро закаливают на холодном воздухе. Этот эксперимент повторяют не менее 15 раз до поломки пластинки. Согласно В. Г. Лидману и А. Р. Бобровскому [51], устойчивость к термоударам можно подсчитать по формуле

KT АЕ ‘

Где К—теплопроводность;

T—предел прочности при растяжении; а — коэффициент теплового расширения; E — модуль упругости.

Чем больше полученная величина, тем лучше практи­чески поведение сплавов при термоударах. Сопла из сплавов вольфрам—серебро значительно • более устой­чивы к термоударам, чем вольфрамовые, применяемые в ракетах «полярис». Эти сопла в значительной мере вытеснили вольфрамовые. По этой причине, однако, приходится отказываться от сопел из нецементирован — ного HfC или TaC [52].

Коэффициенты теплового расширения материалов турбинной лопатки и направляющей лопатки, к которой прикрепляется турбинная лопатка, не должны резко различаться. У газовых турбин и других аналогичных

Рис. 110. Экспериментальная установка для опре­деления устойчивости к термоударам (но Гоффма — ну, Аульту и Гэнглеру):

/ — зажим; 2 — держатель; 3 — образец; 4 — толкатель; 5 — термопара; 6 — печь; 7 — воздухопровод; 8— окошко; 9 — штанга толкателя

Машин температура лопатки ниже, чем температура при входе газа; этот температурный перепад тем больше, чем выше теплопроводность материала лопатки. Высо­кая теплопроводность, однако, не только понижает тем­пературу лопатки, но и соответственно повышает темпе­ратуру рабочего колеса, на котором сидит лопатка. В действительности поломки на турбинных колесах на­блюдались уже при экспериментах с хорошо проводя­щим материалом лопатки. Чтобы полностью использо­вать преимущества высокой теплопроводности новых материалов лопаток, необходимо, кроме того, либо при­менять для подобных колес жаропрочные материалы (лучше всего те же материалы, что и для лопаток), либо обеспечить более сильное охлаждение колеса турбины путем соответствующих конструкционных решений.

Турбинные лопатки, как и направляющие лопатки, неизбежно подвержены воздействию быстрого тока газа. Поэтому существенным требованием, предъявляемым к материалу, является высокая эрозионная стойкость. Это же требование приходится предъявлять и к материалам для ракетных двигателей. В реактивных зарядах, содер­жащих алюминий, возникает также добавочная эрозия частицами AbO3. Мерилом эрозионной стойкости при высоких температурах может служить горячая твердость или же определенная при красном калении величина из­носа, полученного в результате пескоструйной обра­ботки.

Материалы ракетных сопел и лопаток должны, кро­ме того, обладать достаточной пластичностью (ударная вязкость) при низкой и комнатной температурах. В свя­зи с этим некоторые материалы, обладающие высокой жаропрочностью, не могут быть использованы при хо­лодном запуске из-за хладноломкости. Практическая пригодность, например, материала турбинной лопатки зависит от совокупности различных характеристик. Поэ­тому для наиболее полного использования нового мате­риала при некоторых обстоятельствах требуется полная реконструкция лопатки или даже всего двигателя. В на­стоящее время еще нельзя определить, в какой мере подобная реконструкция может повлиять на возмож­ность использования хладноломких материалов.

Можно утверждать, что повышение температуры эксплуатации сильно увеличивает коэффициент полезно­го действия газовых турбин и других аналогичных меха­низмов. Если какой-либо новый материал позволяет повысить рабочую температуру хотя бы на 50° С, то его применение дает большие преимущества в любом слу­чае. При этом повышение жаропрочности не должно, во всяком случае, сопровождаться снижением других ка­чественных показателей, особенно устойчивости к окис­лению или к термоударам.

Повышение рабочей температуры имеет большое значение для воздушнореактивных двигателей, ракет и т. д. Меньше обращают на себя внимание, но зато име­ют, пожалуй, большее экономическое значение новые материалы для лопаток стационарных заводских и су­довых турбин. Средний срок службы турбины самолета не превышает 1000 летных часов, тогда как для газовой турбины силовой установки требуется срок службы свы­ше десяти лет. В настоящее время эксплуатация воз­душного реактивного двигателя самолета ограничена максимально допустимой температурой лопатки 850°С; рабочие же температуры заводских газовых и паровых турбин являются значительно меньшими. Максимальная температура лопатки может составлять около 620° С. Повышение рабочей температуры при этом хотя бы на 30° С значительно увеличивает производительность ло­патки. В ряде случаев для газовых турбин и ракет не требуется очень высокой жаропрочности. При этих усло­виях сопротивление ползучести играет значительно боль­шую роль, чем длительная прочность — предел прочно­сти при растяжении в зависимости от температуры для определенной длительности нагружения. Существенную роль играет, однако, сопротивление материала лопатки химическому воздействию газов сгорания и примесей в горючем (ванадиевая зола). В подобных случаях ме­ханические характеристики при высоких температурах не имеют высоких значений.

Конструкционные детали ракет, например сопла, рас­считаны обычно на срок службы в несколько секунд. Это означает, что кратковременный предел прочности при растяжении материала сопел при рабочих температурах имеет большее значение, чем сопротивление ползучести и длительная прочность.

Для таких деталей, как сопла ракет, важное значе­ние имеет теплопроводность, так как при хорошей теп­лопроводности температура сопла удерживается на бо­лее низком уровне, чем температура газов сгорания.

Кратковременное нагружение и хорошая теплопро­водность позволяют, как отмечалось выше, с большим успехом применять для ракетных сопел незащищенные покрытиями молибден, вольфрам или сплавы на их основе. Длительное воздействие высоких температур в окислительной атмосфере приводит к быстрому. разру­шению. У еще более теплопроводных, чем молибден и вольфрам, сопел из сплавов вольфрам—серебро (или вольфрам—медь) возникает, кроме того, эффект эффу — зионного охлаждения вследствие испарения серебра [52][33].

Установлено, что для высокотемпературного приме­нения представляет особый интерес такой материал, ко­торый позволяет увеличить срок службы детали при данной рабочей температуре или повысить рабочую тем­пературу при заданном сроке службы. Однако и до на-


650 700 750 SOO S50 900 950 CiO 700 750 вОП S50 «00 950 Tennepamypa

Рис. 111. 1 ООО-ч длительная прочность аустенитных ста­лей, а также сплавов Со—Cr—Ni—Fe, Ni—Cr и СО— —Cr—Ni по Бунгардту

SSO 9РО 9S0

I

I 1

DJ

У

Dl

О?

Di

Г

65

РГ

Bi

4Js

If

\

? с

G «

Л

Aj\J5 Ч А/,\

W

Al

Ав

^6A9

А

600 650 700 750 вM 650 700 JiO tsnnopomijpa °с


Стоящего времени еще нельзя вывести правило, на основании которого можно было бы вычислить допусти­мый предел снижения таких характеристик, как устой­чивость к термоударам при каком-либо заданном увели­чении сопротивления ползучести или длительной проч­ности. При современном устройстве турбин интервалы еще узки; однако их можно, по-видимому, заметно рас­ширить путем изменения конструкции. Что же касается выбора материалов сопел, то еще некоторое время бу-

Дут преобладать чисто эмпирические методы их опробо­вания из-за различных видов нагружения.

В табл. 62 приведен химический состав и плотность новых высокотемпературных материалов в сопоставле­нии с известными сплавами, а на рис. Ill и в табл. 63— данные Бунгардта [10] о длительной прочности (1000 ч)


Рис. 112. ЮОО-ч дли­тельная прочность мо­либдена, молибдено­вых и ниобиевых сплавов, твердых ма­териалов и твердых сплавов по Бунгардту:

/ — алюминид никеля;

4

О SOO

2 — борид хрома — ме­талл

50

« ts I W

I*

JO 25 20 15 10 5

Ч

Ч

>

Et Е31

, E5

I

>Е6

К’

Ч

Ч.

О

*17

55% ПС* 16% TiB,* 7.CO./0%St\

\

St

ЕГ

/

‘ и /

S50 900

950 /ООО

ТемпераОпурс’С

IOSO ООО 1200


Аустенитных сталей (А), сплавов хром — кобальт—ни­кель— железо (В), никелевых сплавов (С) и кобальто­вых сплавов (D). Начиная примерно с 850°С разница в длительной прочности всех сплавов составляет около 10—15 кГ/мм2. На рис. 112 (см. также ниже) сопостав­лены соответствующие данные для чистого молибдена, легированного молибдена, ниобиевых сплавов, твердых материалов и твердых сплавов, значительно превосходя­щих сверхжаропрочные сплавы.

?1 Молибден чистый ?2 Mo, 0,5Ti ?3 60Cr, 25Мо, 15Fe ?4 60TiC, 32Ni, 8Cr ?5 50TiC, 30Ni, IOCo, IOCr ?6 79Nb, 5Mo, 15W, IZr ?7 65Nb, 7Ti, 28W Di 0,5C, 25Cr, IONi1 55Co, 8W

Однако, учитывая хрупкость этих материалов, их можно использовать только лишь в неокислительных условиях. Таким образом, возможность их применения


О со

CS

L I

00

—I —I о

CS

00

CS

‘fUDOH

-XOifLI

IO CO «О CS

00 00 00 00


О

О

CS

О"


00

C4J Tf Tf ю —<


«о о

СО CD «О ООО

П<

О

«О Tf CD OOOO


Со о

Оо о

О ю ю

CS —• —•

О

Со ю «о ю о"о о—


Ю

CS

О"


Со о"

О — —.


Ю

CS

I otIt^

CS сч —о


El/qN

Tf Tf —


Ю ю cCcs"

I Il — I!

«о

,5,5

I со I со

CS

Со

OO Tf П<

I

I I I

I

I Осталь-

OJ —

О "

Я

О со

«о

TP Tf — CS

Осталь-

0)

О Л

X

* *


ООЮЮО CS CS CS CS

«о

CS

00 OOO Ю OOCS Ю OOIO —. CSCSCS — CSCS -


О

CS

> о

¦ CS

S о

Со cs ь я о ^


•д ч со

H

О

О

CS О)

CS О

В« о

О о ю со — со

CS CS ю о о — — CS


О H

Е2

U

1 а, ©

R

Я ч

U

Я <


CS

S я

-Sg

F — я

S CS 3 о S

I S в 23 S

« я о S

? Ч CS Tf

М —’ c^ «г EQ

TOC \o "1-3" \h \z t;,__ ,

>1»я Ь л

§ s g. g. ocD

SBf* t^S

SS о

Я M t^

11 P f -

Si: со

•я о

Ч

Со S-

М

Сч._ .

В. Я 2

Я о M

Я S

• а, аслсл

А.

>.

CQ га Ч „ С а, а, о >. >> я

М s я о

Hcq s;

К ссг " S о о. EEX


Химический состав аустенитных сталей и сплавов, испытывавшихся на длительную прочность

(см. рис. 111)

Условное обозна­чение

Содержание

%

Прочие

Примеси, %

С

Cr

Ni

Mo

Со

V

W

Ti

Nb

Al

0,08

16

13

0,8

А2

0,08

16

16

О

0,8

.—

A3

0,08

16

16

2

•—

0,8

0,05В

Ai

0,08

16

13

1,5

0,7

0,8

0,15N

А5

0,1

15

30

1,7

Al*

АО

0,2

17

17

3

7

0,8

ЗСи

Al

0,4

13

13

2

10

__

2,5

__

3

IOCo

А8

0,1

16

26

6

0,15N

А9

0,4

14

20

4

4

4

AlO

0,08

15

26

1

0,3

2

0,2А1

BX

<0,1

16

20

2,5

20

2

0,8

0,7V; 0,15N

<0,1

16

35

4,5

23

-

4,5

1,7*

__

ВЗ

Ю, 3

19

10

2

46

3

3V; l,5Nb

Bi

0,4

20

20

4

20

4

4

Bb

0,4

20

20

4

45

4

4

ВО

0,1

20

25

36

12

1,5

2Ti; 0,8Al

Cl

<0,1

20

76

.—

2,3

1 Al

Cl

<0,1

20

58

16

2,5

1,6 Al

Сз

0,1

—.

65

28

Ci

0,1

16

57

17

5

С5

0,1

10

70

6A1, 2Nb,

0,3B

Dl

0,25

27

3

5

62

__

__

Dl

0.4

24

2

66

6

.—

D3

0,4

24

16

6

51

__

Di

0,5

25

10

55

8

* Более высокие величины достигаются при замене титана танталом в ко­личестве 5%.

Как высокожаропрочных материалов тесно связана с техническим решением проблемы эффективной защиты от окисления.

1. Введение

За последние 35 лет сильно возрос интерес к мате­риалам, обладающим значительной прочностью при вы­соких температурах.

В тот период, когда они требовались преимуществен­но только для паровых машин, паровых турбин и обо­рудования химической промышленности, речь шла о ра­бочей температуре не выше 500° С. При таких условиях можно было довольствоваться сплавами на основе же­леза, и тогда были разработаны многочисленные высо­котемпературные стали, легированные никелем, кобаль­том, хромом, кремнием и другими элементами.

В последние годы положение коренным образом из­менилось. Уже после 1953 г. созданы самолеты даль­него радиуса действия с реактивными двигателями, по­сланы в космос многочисленные спутники и космичес­кие корабли с ракетными двигателями. В связи с этим возникла потребность в материалах для газовых тур­бин, воздушно-реактивных двигателей, ракет, атомных реакторов, т. е. в материалах, способных к работе при температурах 800—1000°С и даже значительно выше [1—35]. Сплавы на основе железа для таких высоких температур почти непригодны.

В работах [20, 35] сообщается о тех проблемах, с ко­торыми приходится сталкиваться конструкторам и ма­териаловедам при конструировании двигателей для са­молетов и космических кораблей. На рис. 108 приведе­ны рабочие температуры указанных двигателей и при­годные для них по точкам плавления металлы, окислы и металлоподобные твердые материалы.

Критерием для усиленной подвижности атома и, сле­довательно, для уменьшенного сопротивления деформа­ции является поведение металла или сплава в отноше­нии рекристаллизации. Для каждого данного металла можно ожидать высокой механической прочности толь­ко при температуре ниже его точки рекристаллизации.

200 500 WOO 1500 2000 3000 IOOO 10000 20000′С


-Гртт

№ Ta^c По W

Гт

IePt

T

Al

———— 1—¦—1—1

Поверхности nriajna- Солнца трон

………. …………….


4000

7500′


/500

2000

3000 —uT-

2500

LJl

X

3500 то с

JOl



Та

W

Nb ПО

1. , И


SiO,

Al, Oj

I I—-

ThO,

BeOfrOlMgO


BcC

MoSip

WC Тав, TiC NbC TaCfHfC 1 I


Рис. 108. Рабочий интервал высокотемпературных деталей в сопоставлении с точками плавления тугоплавких металлов, окислов и твердых мате­риалов (по Харвуду и Промайзелю):

/ — поршневой двигатель; 2 — турбинный двигатель; 3 — воздушно-реактивный двигатель; 4 — ракета; 5 — ион­ный двигатель; в — тугоплавкие металлы; 7 — соединения; 8 — окислы; 9 — сублимат

Температуру рекристаллизации сплавов на основе же­леза (сталей) не удалось поднять намного выше 800° С ни путем легирования, ни другими какими-либо меро­приятиями. В связи с этим подобные материалы оказа­лись непригодными для тех случаев, когда требуются достаточные прочностные характеристики при указан­ных температурах. Улучшенные сплавы на основе нике­ля, кобальта и хрома рекристаллизуются при более вы­соких температурах. Их, однако, также нельзя исполь­зовать при температурах выше 950—1000° С.

Температурный интервал, в котором рекристаллиза­ция металлоподобного материала становится заметной, в значительной степени зависит от точки плавления (рис. 109). Это дает примерное представление о проч­ностных характеристиках, которые можно ожидать при высоких температурах. Наибольшую прочность при наи­более высоких температурах можно предвидеть толь­ко у тех металлоподобных и металлических материа­лов, которые имеют наиболее высокую точку плавления.

Ноо

* 12SO

§ 1000

I

§ 750

{

T^ 500

I

1 250

I

I о

250

Эта точка зрения подтверждена практическими экспе­риментами. Все изученные до настоящего времени ту­гоплавкие металлы, металлоподобные и неметалличес­кие тугоплавкие твердые материалы обладают прием­лемой жаропрочностью.

О 500 1000 1500 2000 2500 3000 3500 WOO Точка ппаОпения °С

Рис. 109. Зависимость между точкой плавления и

Температурой рекристаллизации металлов и карбидов

Из-за высокой точки плавления существенную роль при изготовлении этих материалов приобретают мето­ды порошковой металлургии [1, 6, 36—38]. В табл. 60 приведены точки плавления и величины плотности ту­гоплавких металлов, неметаллов, карбидов, нитридов, боридов, силицидов и окислов по Кэмпбеллу [39]. Точ­ки плавления приведены на основании позднейших данных. Произведена также классификация материа-

Точки плавления, плотность, деформируемость и окалиностойкость тугоплавких материалов

Группа

Материал

Точка плав­ления, 0C

Плот­ность, г/см3

Плас­тич­ность*

Устой­чивость к окис­лению

Тугоплавкие переходные металлы

Вольфрам

Тантал

Молибден

Ниобий

Гафний

Ванадий

Хром

Цирконий

Торий

Титан

3380 3000 2620 2470 2100 1900 1875 1855 1830 1668

19,3 16,6 10,2 8,6 13,3 6,1 7,2 6,5 П,7 4,4

1-2 1

1-2 1 1 1 2 1 1 1

4

5 5 5

3

4 3 3

3—4 3

Благородные металлы

Рений

Осмий

Иридий

Рутений

Родий

Платина

Палладий

3170 3040 2410 2250 1966 1773 1555

20,5 22,5 22,4 12,4 12,4 21,4 12,0

1—2 2—3 2—3 2-3 1 1 1

4—5 5 4

4—5 1 1

2

Металлоиды

Углерод Бор

Кремний

—3900 —2300 1414

3,5 —2,0 2,3

3 3 3

5 3 3

Карбиды

HfC TaC ZrC NbC TiC WC

VC Mo2C

Cr3C2

B4C SiC

3890 3780 3530 3500 3160 2600 (раз­лагается)

2830 2400Траз-

Лагается) 1895 (раз­лагается) 2450 —2200

12,7 14,5 6,9

7.8

4.9 15,7

5.4 9,2

6,7

2.5 3,2

3

2-3 3

2—3 3 3

3 3

3

3

5 \j

3 3 3 3 3 5

4-

5

3

3 2

Нитриды

TaN ZrN

3090 2980

14,1 7,3

3 3

5 3

Продолжение табл. 60

Группа

Материал

Точка плав­ления, °С

Плот­ность, г/см>

Плас­тич­ность*

Устой­чивость к окис­лению

Нитриды

TiN

NbN

VN

BN

2950 2300 2050 3000

5,2 8,4 6,0 2,2

3 3 3 3

3 5 5 3

Бориды

HfB2

ZrB2

TiB2

TaB2

NbB2

W2B

VB2

CrB2

MoB2

3250 2990 2900 3150 3000 2770 2400 2200 2100

10,5 6,0 4,4 11,7 6,6 16,0 4,6 5,6 8,0

3 3 3 3 3 3 3 3 .3

2-3 2-3

2- 3 3

3

3— 4 3-4 1—2

3

Силициды

TaSi2

WSi2

MoSi2

NbSi2

VSi2

CrSi2

TiSi2

ZrSi2

2200 2160 2050 1950 1650 1550 1540 1520

8,4 9,3

6.3

5.4 4,3

4.7

3.8 4,7

2 .3 2 2 3 3

О

3

3 1—2

1

4 4

1-2 4 4

Окислы

ThO2 MgO ZrO2 BeO

MgO-Al2O3 Al2O3

3050 2800 2690 2530 2140 2050

9.7 3,5

5.8 3,0

3.9

3 3 3 3 3 3

1 1 1 1

1

* 1 — может быть сильно деформирован; 2 — ограниченная деформируемость; 3 — не может быть деформирован; хрупкость стекла. ** 1 — >1700° С; 2 — 1400-1700° С; J — 1100-1400°C; 4 — 800—1100° С; 5 — 500-800° С.

Лов по пластичности и устойчивости к окислению. На оба этих параметра сильно влияют, а в ряде случаев могут заметно улучшить их, образование сплава и по­лучение композиционных материалов из перечисленных соединений. Согласно данным авторов, возможны мно­гочисленные сочетания, которые в последние годы бы-

Свойства тугоплавких интерметаллических соединений

Соедине­ние

Точка плавле­ния, °С

Плот­ность (пример­ная), г/см’

Соедине­ние

Точка плавле­ния. "С

Плот­ность.

Г/см’

Устойчи­вость к окисле­нию[32]

Re3W2

3000

20,0

Ta2Be17

1985

5,1

2

W3Os

2930

19,9

Zr2Be17

1980

3,1

2

Re3Ta

2700

19,3

ZrBe13

1925

2,7

2

Mo2Re3

2600

16,5

TaBe12

1850

4,1

3

TaIr3

2500

20,6

Nb2Be17

1705

3,2

2

Ta2Os3

2500

19,9

NbBe12

1690

3,0

2

W2Hf

2450

16,8

MoBei2

1650

3,0

2

Mo3Os

2400

13,1

Mo3Al

2150

8,2

2

W3Ru2

2300

16,8

Nb3Al

2120

7,2

3

HfMo2

2200

11,5

NiAl

1640

5,9

3

MoPt

2100

15,7

TaAl3

1500

6,9

2

TaCr2

2020

15,2

NbAl1

1400

4,5

3

* Обозначения см. в табл. 60.

Ли опробованы, по крайней мере, качественно (см. табл. 1 в книге «Твердые материалы»)*.

При изучении структуры сплавов тугоплавких пере­ходных металлов, а также сплавов этих металлов с бла­городными металлами, рением [40], бериллием [41], алю­минием найдено много в большинстве случаев очень хрупких и твердых интерметаллических фаз, обладаю­щих, кроме того, высокими точками плавления. Поль­зуясь табл. 61, можно выбирать соединения по точкам плавления, плотности и устойчивости к окислению. Жаропрочность и способность к схватыванию этих ма­териалов, за немногими исключениями, например NiAl, еще не изучены. Таким образом, перед исследователя­ми здесь открывается широкое, хотя и трудное, по­ле деятельности. Металлургическая технологическая проблема состоит в том, чтобы преодолеть естественную пористость интерметаллических фаз путем легирования и, в частности, путем создания соответствующих компо­зиционных материалов.

Возможность применения в качестве высокотемпера­турных материалов тугоплавких металлов, например вольфрама, молибдена, ниобия и тантала, ограничена из-за недостаточной устойчивости их к окислению при высоких температурах. В ракетных соплах, однако, вследствие кратковременного воздействия высоких тем­ператур— даже незащищенные молибден и вольфрам, их сплавы, а также графит и композиционные материа­лы на основе вольфрам — серебро показали очень хо­рошие результаты. У ракет, работающих с твердыми и жидкими реактивными зарядами, часто при сгорании образуются нейтральные или слабо восстановительные выхлопные газы, которые могут в течение короткого времени играть роль защитной атмосферы.

В обычных же случаях применения высоких темпе­ратур приходится иметь дело с воздействием агрессив­ной или окислительной атмосферы. Таким образом, ту­гоплавкие металлы можно применять только лишь при повышении их окалиностойкости путем легирования или в том случае, если они защищены окалиностойким по­крытием, хорошо соединяющимся с основным мате­риалом.

В то время как легирование молибдена и вольфра­ма до настоящего времени не дало положительных ре­зультатов (если не считать разработку хрупких высо­котемпературных, устойчивых до 1700° С дисилицидов), легирование ниобия 28% W и 10% Ti позволило полу­чить окалиностойкие материалы, устойчивые на воздухе или в кислороде при температуре до 1300° С вследствие образования прочно соединяющейся с основным мате­риалом окисной пленки ЫЬгОз—WO3—TiO2 со структу­рой рутила [42].

Разработаны защитные покрытия на основе Si, Al— Si—Cr, Cr—Ti—Si, MoSi2—Ni—Cr и керамики. Таким образом, молибден, вольфрам и ниобий или их сплавы с защищенной поверхностью в будущем могут быть ис­пользованы при температурах примерно до 1500° С [43].

Для тугоплавких благородных металлов подобные защитные покрытия не требуются. Их применению, од­нако, препятствуют большая плотность и высокая стои­мость. Некоторые возможности существуют для покры­тий, промежуточных слоев или керметов из металлов платиновой группы.

Предположение о том, что металлоподобные твердые материалы с их высокими точками плавления должны иметь удовлетворительную жаропрочность, уже под­твердилось на практике. Как уже упоминалось ранее, преимущество твердосплавных режущих инструментов основано главным образом на их горячей твердости, т. е. на высоком сопротивлении деформации при высоких температурах, создающихся при больших скоростях ре­зания. Устойчивость к окислению также в известной мере является предпосылкой для удовлетворительного поведения режущего материала. Современные торговые марки твердых сплавов обладают достаточной устойчи­востью к окислению при умеренно высоких температу­рах. Они, однако, интенсивно покрываются окалиной при температурах, возникающих у приводных механиз­мов турбин и сопел. Из карбидов, входящих в состав металлокерамических твердых сплавов, только карбид титана обладает, по-видимому, достаточной окалино — стойкостью при температурах выше 500° С. Это превос­ходство карбида титана хорошо подтверждается опыт­ными данными по технологии резания.

Высокотемпературные свойства металлокерамиче­ских материалов на карбидной основе зависят, однако, не только от свойств карбидной фазы, но и от характе­ристик связующего металла. Обладающая низкой ока — линостойкостью связка оказывает вредное воздействие даже при наличии устойчивых к окислению карбидов. Таким образом, наилучшими высокотемпературными свойствами характеризуются сплавы на основе TiC с жаропрочной цементирующей фазой из сплавов типа Ni—Cr—Со—Cr и Ni-Co-Cr [44].

При более высоких температурах возможность при­менения карбида титана, а также других карбидов или твердых растворов карбидов становится ограниченной из-за увеличивающейся склонности к окислению. Приме­нение твердых сплавов на карбидной основе, подвержен­ных окислительному воздействию при температурах вы­ше IlOO0C, целесообразно только в том случае, если эти материалы защищены надежным покрытием [45].

Карбиды не являются единственными пригодными твердыми материалами. В целях разработки твердых сплавов на основе других тугоплавких металлов Шварц- копф провел систематические исследования подобных материалов с такими же механическими и термическими характеристиками, как карбиды, но превосходящими их в отношении коррозионной стойкости и устойчивости к окислению [46, 47]. Эти работы привели к открытию металлокерамических материалов на боридной основе, которые по горячей твердости превосходят все осталь­ные высокотемпературные материалы. Устойчивость к термоударам, ударная вязкость и окалиностойкость их, однако, еще недостаточны.

Особое значение в настоящее время приобретают также силициды, которые можно применять в качестве защитных покрытий на тугоплавких металлах, а также в виде массивных спеченных изделий. Из всех рассмат­риваемых силицидов наибольшую ценность наряду с дисилицидом вольфрама имеет дисилицид молибдена, устойчивый к окислению при температуре до 1700° С.

В первом издании книги наряду с сообщением о ма­териалах на основе металлоподобных твердых материа­лов говорилось о высокотемпературных материалах из окислов, керамики и смешанных материалах окись ме­талла—металл, так называемых «керметах».

Надежды, возлагавшиеся на эти материалы, в осо­бенности на последнюю группу, до сих пор не оправда­лись; они представляют интерес только в качестве за­щитных покрытий. По этой причине настоящую главу авторы книги не расширяют и дают лишь ссылки на но­вейшие литературные источники по данному вопросу [45—47].

4. Применение твердосплавного инструмента для обработки резанием

Применение и эксплуатация всякого рода твердо­сплавных инструментов для обработки резанием освеще­ны во многочисленной литературе [3, 5, 7—16, 18, 22, 129, 131—139, 267—272].

В связи с развивающейся разработкой твердых спла­вов, которая привела к применению на практике новых марок сплавов на основе WC— Ti-TaC(NbC)—Со, появилась необходимость замены старых обозначений различных марок твердого сплава по ДИН 4990 (май 1942 г.) новой системой обозначения. Было предложено объединить марки сплавов для обработки стали под ин­дексом L (langspanend — сливная стружка), а марки сплавов для обработки чугуна и цветных металлов обоз­начить буквой К (kurzspanend — стружка надлома). Эти обозначения используются преимущественно только в литературе. Новая система обозначения марок твердых сплавов для обработки резанием ISO (Международная организация по стандартизации) разработана на меж­дународной основе и опубликована в виде рекоменда­ции ISO ТС29 [69, 115, 116, 140]. В настоящее время эта система дает возможность изготовителю и потребителю разделять твердые сплавы с точки зрения их примене­ния (табл. 59). Твердые сплавы подразделяются на ос­новные группы Р, M и К по главным отличительным признакам обрабатываемых материалов и по сходству требований, предъявляемых к инструменту. Подразде­ление основных групп на подгруппы по применению про­изводится с учетом требований соответствующего про­цесса обработки (точение, фрезерование, строгание) и условий обработки (чистовая обработка, обдирочное то­чение), включая те добавочные условия, которые создает система деталь — станок — инструмент. Эти подгруппы благодаря соответствующим химическому составу и структуре сплава отвечают более узкому назначению при обработке резанием. Подгруппы по применению обозначаются двухзначной цифрой, добавляемой к бук­ве обозначения основной группы. Большее значение ин­декса означает, что данная обработка резанием предъявляет более высокие требования к вязкости спла­вов данной группы и, наоборот, с понижением цифрового индекса возрастают требования к твердости и сопро­тивлению износу или скорости резания (см. рис. 93). Стрелки в табл. 59 указывают на эту зависимость.

Структура системы, приведенная в табл. 59, является необходимым руководством к выбору марки сплава на практике и одновременно намечает пути для разработ­ки новых сплавов с определенными свойствами.

Предприятиям — изготовителям твердых сплавов пре­доставляется возможность выпуска сплавов с требуемы­ми свойствами и структурой. К сожалению, они могут применять собственные обозначения марок, что приводит, естественно, к появлению на рынке огромного количест­ва марок, которые приходится сравнивать с обозначе­ниями по ISO. Кроме того, произвольно выбранный мар­кировочный цвет не совпадает с действительным цветом стружки при точении стали (горячая красная струж­ка) и чугуна (холодная синяя стружка).

В табл. 13 были приведены составы и свойства твер­дых сплавов соответствующих основных групп сплавов по обработке резанием. Однако, как уже указывалось выше, наряду с химическим составом существенную роль


Подразделение и обозначение основных групп сплавов по обработке резанием и подгрупп по применению в соответствии с предложениями Международной организации по стандартизации (ISO TC 29]

Основные группы сплавов по обработке резанием, маркировочный цвет, материалы

Подгруп­па по при­менению i

Характерные особенности

Подразделение материалов

Эксплуатационные условия

P

Синий

Сталь; стальное ли­тье; ковкий чугун, дающий сливную стружку

POl

Увеличение вязкости

-4—————— ———————

^—————————————- —————————————— —————————————— —————————————— —————————————— —————————————— ——————————————— .——————————————— ——————————————

Увеличение износостойкости и твердости _______ ________________ >-

——————— ^

Или скорости резания

Сталь; стальное литье

Чистовое точение и чистовое свер­ление; высокие скорости резания, ма­лые сечения среза, высокая точность размеров и высокое качество поверх­ности, отсутствие вибрации

P 10

То же

Точение, точение на копировальном станке, фрезерование, изготовление резьбы, высокие скорости резания, малые и средние сечения среза

P 20

Сталь; стальное литье; ковкий чугун, дающий сливную стружку

Точение, точение на копировальном станке, фрезерование; средние скоро­сти резания, средние сечения среза, строгание при малых сечениях среза

P 30 P 40

То же

Точение, фрезерование, строгание, средние и большие сечения среза; также при менее благоприятных усло­виях *

Сталь; стальное литье (с включениями песка и раковинами)

Точение, строгание, долбление; низ­кие скорости резания, большие сече­ния среза, возможны большие перед­ние углы при неблагоприятных усло­виях *, частично для работы на авто­матах

P 50

Сталь; стальное литье средней и низкой прочно­сти и с включениями пе­ска и раковинами

При самых высоких требованиях к вязкости твердого сплава; точение, строгание, долбление; низкие скоро­сти резания, большие сечения среза, возможны большие передние углы; при неблагоприятных условиях *, для работы на автоматах.

M

Желтый

Сталь; стальное ли­тье; марганцевая твердая сталь; леги­рованный серый чу­гун; аустенитные ста­ли; ковкий чугун; сферолитовын серый чугун; поделочная сталь

M 10

Сталь; стальное литье; марганцевая твердая, сталь; серый чугун; ле­гированный серый чугун

Точение; средние и высокие скоро­сти резания, малые и средние сече­ния среза

M 20

Сталь; стальное литье; аустенитные стали; мар­ганцевая твердая сталь; серый чугун

Точение, фрезерование; средние ско­рости резания, средние сечения среза

M 30

Сталь; стальное литье; аустенитные стали; серый чугун; высокожаропроч­ные сплавы

Точение, фрезерование, строгание; средние скорости резания, средние и большие сечения среза

Продолжение табл. 59

Основные группы сплавов по обработке резанием, маркировочный цвет, материалы

Подгруп­па по при­менению

Характерные особенности

Подразделение материалов

Эксплуатационные условия

M 40

Увеличение вязкости

J —

Увеличение износостойкости и твердости

При скорости резания

Мягкая поделочная сталь относительно низ­кой прочности; легкие и цветные металлы

Точение, фасонная обточка, отрез­ка; преимущественно на автоматах

К

Красный

Серый чугун; ко­кильное литье; ков­кий чугун, дающий стружку иадлома; за­каленная сталь; цвет­ные металлы; пласт­массы; дерево

KOl

Серый чугун высокой твердости; кокильное ли­тье (твердость свыше 85 по Шору); алюминиевые сплавы с высоким содер­жанием кремния; зака­ленная сталь; пластмас­сы, оказывающие сильно изнашивающее действие; картон; керамика

Точение, чистовая обработка и чи­стовое сверление, шабровка, чистовое фрезерование

К 10

Серый чугун, HB — =220 кГ/мм2; ковкий чу­гун, дающий стружку надлома; закаленная

Сталь; сплавы алюминия, содержащие кремний;

Точение, фрезерование, сверление, зенковка, шлифование, шабровка, протяжка

<

Пластмассы; стекло; эбо­нит; картон; фарфор; ка­мень

К 20

Серый чугун, HB = =220 кГ/мм2; цветные металлы (медь, латунь, алюминий); слоистое де­рево, оказывающее силь­ное изнашивающее дей­ствие

Точение, фрезерование, строгание, зенковка, шлифование, протяжка; при повышенных требованиях к вязкости твердого сплава

К 30

Серый чугун низкой твердости; сталь низкой прочности; слоистое де­рево

Точение, фрезерование, строгание, долбление, при неблагоприятных ус­ловиях * возможны большие передние углы

К 40

>

Мягкое и твердое дере­во в натуральном виде, цветные металлы

Точение, фрезерование, строгание, долбление; при неблагоприятных ус­ловиях * возможны большие передние углы

* Неоднородный материал, например литейная и кузнечная корка, переменная твердость, меняющаяся глубина резания, пре-

Ьэ рывнстое резание, работа при наличии колебаний, некруглые детали. ——————————————————————————————————————-


O^v

ST

\ <=>

К йй я с я

Я то

Й*

Jg83!

: о.® с

Сииаяро)’/,’ JDlrJU

5: ST

^ га я

C^ * U — Q

И я °

О S

К е OJ

Slli

03 1 J3 — У <3 HJ X

Да.. W

OiS E — w О) и о. X, о >» о

-ОН)

О я I

** н 2 Э

-So»

] X ы U

> Я H С =

^CuO

UJ>» CO ^ O-C-5S Uh О

G : — е- :

„ 2 с.

< я о

5 SJ 3 м

V ? s ° ?

2 а) с

S s с о!

^ & R * J

I

QJ

О

Й « 2 О

У й

То еч

О-В

А та

‘ я P «

К S

Я

Ооо OSg

Он «

Isoup

= ScI =

К -

S»»" I tf a — s ols" о Я о) s У а 3 § ? « ..в g

H S я

Bsal"

* м га л.


—————————— gj)

I5I

3; §

Я

А 2

Га о.

J S п я J Я

Sftonjo

Л V СП X. \п

? ‘

А. о ш

Ю..

° л 1 ~

S

S6-S

На*"

А\О П а

S о>В, п

‘ G — е-

Г 1 *

A „ о

S 1 S Sw

03 Q

-i — С-Т-ЯГ

Я га >.4

Е-*

^ и

О

М 1

§

S^1 ‘ W — — — А I

%


(шзчро)% ‘JDi * JU

I UUSHf о J ¦/„ 301 • JIJ

W Д H ь

В2яя а» S S


Играет структура сплава. Бойтель [69, 166], продолжая исследования Балльхаузена по систематизации сплавов, построил ценные с практической точки зрения диаграм­мы зависимости между составом сплава (или маркой) и областью применения, т. е. обрабатываемым материа­лом (сталь, чугун) и видом обработки резанием (чисто­вое точение, обдирочное точение) (рис. 105 и 106). На рис. 107 схематически показана зависимость вязкости, стойкости против истирания и износостойкости при по­вышенных температурах от состава твердого сплава. Ру­ководствуясь этими зависимостями, потребитель может быстро и правильно выбрать для определенной операции резания наиболее оптимальную марку сплава по новой системе ISO.

Литература

1. Agte С., Kohlermann R., Heymel Е. Sehneidkeramik, Aka -

Demie-Verlag, Berlin, 1959, S. 2.

2. Kienzle О. Werkstattstechn. Maschinenbau, 1951, Bd 41, S. 411—412.

3. Brodner Е. Zerspanung und’ Werkstoff, VDI-Verlag, Berlin, 1934; 2. Aufl., W. Girardet, Essen, 1950.

4. Kronenberg M. Qrundzijge der Zerspanungslehre, Springer — Verlag, Berlin, 1937, Grundziige der Zerspanungslehre. Ein-

Schneidige Zerspanung, Bd 1, Springer-Verlag, Berlin, 1954.

5. Leyensetter W. Grundlagen und Prufverfahren der . Zer­spanung im besonderen des Drehens. RKW-Veroffentliehung N 114, G. B. Teubner, Leipzig, 1938.

6. Sehlesinger G. Materials, Cutting Tools and Maehineablity Index, J. Inst. Prod. Eng., 1942, v. 21, p. 63—102.

7. Negative Rake Milling. Machinery Publ. Brighton, 1945.

8. Woodcock F. Design of Metal Cutting Tools, McGraw-Hill., N. Y., 1948.

9. Metal-Cutting Tool Handbook. Metal Cutting Tool-Inst., N. Y.,

1949.

10. B aker W1KozackaJ. Carbide Cutting Tools. How to Make and Use Them. Am. Techn. Soc., Chicago, 1949, p. 78—85.

11. Hirschfeld E. Hartmetalle, Schweizer Druck- und Verlagscha — us, A. G., Zurich, 1949.

12. Krekeler K. Die Zerspanbarkeit der Werkstoffe. 3 Aufl., Sprin — ger-Verlag, Berlin, 1949; 1951, S. 200—206, 132—139.

13. Lang M. Prijfen der Zerspanbarkeit durch Messung der Schnit — temperatur, C. Hansen, Miinchen, 1949.

14. Merchant M., Ernst H. Principles of Metal Cutting and Machineability. McGraw-Hill. N. Y., 1949.

15. Amer. Soc. Met., Machining. Theory and Practice, Cleveland,

1950.

16. C h i s h о 1 m A., L i с k 1 e у J., В г о w n J. The Action of Cutting Tools. Machinery, Publ., L., 1951.

17. C h i s h о 1 m A. The Theory о! Cutting Tools. Modern Workshop Technology. Cleaver-Hume Press, L., 1950; Machinery, 1955, v. 61, № 5, p. 163—166.

18. Schallbroch H., Bethmann H. Kurzprufverfahren der Zerspanbarkeit, B. G. Teubner, Leipzig, 1950, S. 172—186.

19. Witthoff J. Maschinenmarkt, 1955, Bd 61, № 69/70, S. 15—17; S. 19—21.

20. Grundlagenuntersuchungen bei der Zerspanung. 10. Forschungs — bericht, Techn. Hochsch. Aachen, Girardet, Essen, 1958.

21. R a p a t z F., M о t a 1 i к F. Stahl und Eisen, 1956, Bd 76, S. 477— 485; 1959, Bd 79, S. 1285—1292.

22. Wilson F. Machining with Carbides and Oxides, McGraw-Hill, N. Y., 1962.

23. Black P. Theory of Metal Cutting, McGraw-Hill, N. Y., 1961.

24. Verein Deutscher Eisenhuttenleute. Stahl und Eisen, 1963, Bd 83, S 1209 1926.

25. Bickel E. Werkstattstechnik, 1963, Bd 53, S. 429—434.

26. Rohlke G. Werkstatt und Betrieb, 1953, Bd 86, S. 335—341; Werkstattstechnik, 1962, Bd 52, S. 242—245.

27. W i 11 h о f f J. Werkstatt und Betrieb, 1949, Bd. 82, S. 40—46; 1952, Bd 82, S. 521—526; 1955, Bd 88, S. 223—227; 1957, Bd. 90, S. 61—68.

28. S с h w a r z к о p f P., K i e f f e r R. Cemented Carbides, Macmillan, N. Y., 1960, p. 297.

29. H e ms с he i d t H. Werkstattstechn. und Maschinenbay, 1956, Bd 46, S. 458—459.

30. Muller M. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1957, Bd 47, S. 269—273; 1953, Bd 49, S. 653—657.

31. Ley ensetter W. Z. V.D. I., 1951, Bd 93, S. 375—378, 1952, Bd 94, S. 825—828; 1956, Bd 98, S. 957—962; Stahl u. Eisen, 1952, Bd 72, S. 1139—1144.

32. Pekelharing A., Schnermann R. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1955, Bd 45, S. 49—53.

33. Merchant M. Machining-Theory and Practice, Amer. Soc. Met., Cleveland, 1950, S. 5—44.

34. Wallichs A., Krekeler K. Stahl und Eisen, 1929, Bd 49, S. 578.

35. Schwerd F. Z. V.D. I., 1936, Bd 80, S. 233—236.

36. Trent E. J. Inst. Prod. Eng., 1959, p. 105—130; Iron Steel Inst., 1963, v. 201, p. 847—855, 923—932, 1001—1015.

37. D a wihl W. Z. techn. Physik, 1940, Bd 21, S. 44—48, 336—345; Stahl und Eisen, 1941, Bd 61, S. 210—213.

38. Dawihl W., Rix W. Z. Metallkunde, 1940, Bd 32, S. 320—325, 1942, Bd 34, S. 156—159.

39. Kienzle O., Viktor H. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1957, Bd 47, S. 224—225, 541—546.

40. W e b e r G. Fortschrittliche Fertigung und moderne Werkzeug — maschine, Giratdet, Essen, 1954 S. 80—90; Stahl und Eisen, 1958, Bd 78, S. 1678—1690.

41. Schallbroch H., Schaumann H. Maschinenbau, Betrieb, 1940, Bd 19, S. 235.

42. Pahlitzsch G. Z. Ver. dtsch. Ing., 1944, Bd 88, S. 365—371; 1950, Bd 92, S. 462—474.

43. E r n s t H. Mech. Eng., 1944, v. 66, p. 295—299.

44. Opitz H., Kob J. Wirtschaftliche Fertigung und Forschung, Munehen, 1949; Werkstatt und Betrieb, 1952, Bd 85, S. 81—85.

45. B u r me ste r H. Werkstatt und Betrieb, 1949, Bd 82, S. 185—188; 1951, Bd 84, S. 512—516; Werkstattstechn. und Machinenbau, 1951, Bd 41, S. 351—353.

46. Kogle г. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1951, Bd 41, S. 92-94.

47. Pahlitzsch G. Ind.-Anz., 1951, Bd 73, N 54, S. 600—604; Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1959, Bd 49, S. 241—247.

48. Werkstatt und Betrieb, 1948, Bd 81, S. 252—255; Metallbearbeitung mit negativen Spanwinkel, G. W. den Boer, Middelburg, 1953.

49. B a 11 h a u se n C., Vieregge G. Werkstatt und Betrieb, 1952, Bd 85, S. 657—663; Ind.-Anz., Essen, 1953, Bd 72, S. 223—227; 1954, Bd 76, S. 299—307; Techn. Mitt., Essen, 1954, Bd 47, S. 201—210.

50. Schmidt A. Iron Age, 1949, v. 163, N 17, p. 66—70; Machining — Theory and Practice. Amer. Soc. Met. Cleveland, 1950, p. 218— 240; Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1953, Bd 43, S. 453—458.

51. Hack F. Werkstattstechn. und Machinenbau, 1950, Bd 40, S. 77—79.

52. Tour S., Fletcher L. Iron Age, 1949, v. 164, N 3, p. 78—89.

53. Friedmann L. Iron Age, 1950, v. 165, N 6, p. 71—76.

54. Krabacher E., Merchant M. Trans. Amer. Soc. Mech. Eng., 1951, v. 73, p. 761—776.

55. Chao B., Trigger K — Trans. Amer. Soc. Mech. Eng., 1951, v. 73, p. 777—793; 1955, v. 77, p. 1107—1121.

56. Caminada A. Materials and Methods, 1952, v. 36, N 1, p. 98— 100.

57. Munni ch. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1951, Bd 41, S. 59—60.

58. T о u r S. Metal Progr., 1951, v. 59, p. 793—794.

59. Armstrong E., Cosier A. Materials and Methods, 1951, v. 33, N 1, p. 69—73.

60. Vieregge G. Werkstatt und Betrieb, 1953, Bd 86, S. 691—703; Ind.-Org., 1955, Bd 24, S. 29—34; Ind.-Anz., Essen, 1957. Bd 79. N 36; Stahl uns Eisen, 1967, Bd 77, S. 1233—1244.

61. L i n g F., S a i b e 1 E. Trans Amer. Soc. Mechan. Eng., 1955, v. 77, p. 693—700.

62. Sun E. 3. Fokoma, Miinchen, 1957, S. C29—C34; Microtecnic, 1957, Bd 11, N 2, S. 74—78.

63. Opitz H., Kusters K — Werkstatt und Betrieb, 1952, Bd 85, S. 43—47.

64. Digges T. Trans. Amer. Soc. Mech. Eng., 1930, v. 52, p. 155.

65. В о s t о n O. Machimng-Theory and Practice. Amer. Soc. Met., Cleveland, 1950, p. 377—408.

66. Motalik F., Betrieb und Fertigung, 1949, Bd 3, S. 65—70, 81—83.

67. Spath W. Metall, 1953, Bd 7, S. 241—247.

68. Rapatz F. u. a. Stahl und Eisen, 1938, Bd 58, S. 265—275; 1953, Bd 73, S. 1169—1174.

69. Beutel H. Maschinenmarkt, 1960, Bd 66, N 11, S. 35—36; N 19, S. 35—41; 4. Fokoma, Munehen, 1959, Bd 1, S. D127—D136.

70. Opitz H., Gappisch M. Int. J. Machine Tool Design Res., 1962 v. 2, p. 43—73.

71. Gappisch M. Jernkontorets ann., 1963, Bd 147, S. 133—159.

72. С о 1 d i n g В. Jernkontorets ann., 1963, Bd 147, S. 160—199.

73. BroidaL. Metaux, 1958, v. 33, р. 30—51, 71—84.

74. Mii 1 Ier Е. Schweizer Arch., 1962, Bd 28, S. 362—377.

75. Schal 1 broch Н„ Ulbricht W. Werkstattstechn., 1941, Bd 35, S. 357—364.

76. Sadek А. 4. Fokoma, Munchen, 1959, Bd 1, S. D157—D160.

77. Taylor J. Machinery, 1957, v. 90, p. 927—934, Int. J. Machine Tool Design Res., 1962, v. 2, p. 119—152.

78. O p i t z H., Vieregge G. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1951, Bd 41, S. 379—385.

79. H a 1 1 H. 3. Fokoma, Munchen, 1957, S. C35—C37.

80. Ostermann G. 3. Fokoma, Mtinchen, 1957, S. СП—C13; Ma- schinenmarkt, 1958, Bd. 64, N 19, S. 24—26; Ind.-Anz. Essen, 1958, N 11, S. 141—144; 4. Fokoma, Munchen, 1959, Bd 1, S. D143— D147.

81. Solaja V. Wear, 1958, v. 2, p. 40—58.

82. Busching M. 4. Fokoma, Miinchen, 1959, Bd 1,’S. D149—D156.

83. Opitz H., Ostermann G. Stahl und Eisen, 1959, Bd 79, S. 514—522.

84. Weill R. 4. Fokoma, Munchen, 1959, Bd 1, S. D161—D167.

85. Hinnuber J., Kinna W. Techn. Mitt. Krupp, 1961, Bd 19, S. 130—153; Stahl und Eisen, 1962, Bd 82, S. 31—46.

86. Opitz H. u. a. Arch. Eisenhiittenwes., 1962. Bd 33, S. 841— 851.

87 Niedzwiedzki A. Tooling Production, 1955, v. 21, N 9, p. 98— 102.

88. Dawihl W., H i n n ii b e r J. Kolloid Z., 1943, Bd 104, S. 233— 236.

89. P о n s L., C h e v i 1 1 о n J., S t e f f P. Compt. Rend., 1962, v. 255, p. 2100—2102; Rev. Met., 1963, v. 60, p. 325—334.

90. Trent E. Machinery, L., 1951, v. 79, p. 823—828; Machinist, 1951, v. 95, p 1693—1696; Proc. Inst. Mechan. Engr. 1952, v. 166, p. 64—74; Proc. Roy. Soc., London, 1952, v. 212, p. 467—470.

91. Trigger K-, Chao B. Trans. Am. Soc. Mech. Eng., 1956, v. 78, p. 1119—1126.

92. Hinniiber J. Fortschrittliche Fertigung und moderne Werk — zeugmaschinen, Girardet, 1954, S. 56—60; Techn. Mitt. Krupp., 1955, Bd 13, S. 66—68.

93. Dawihl W. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1952, Bd 42. S. 335.

94. Axer H. Fortschrittliche Fertigung und moderne Werkzeugma — schinen. Girardel:, Eessen, 1954, S. 64—67; Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1954, Bd 45, S. 554—556.

95. O p i t z H., A x e r H. Beeinflussung des Verschleifiverhaltens bei spanenden Werkzeugen durch flilsige und gasformige Kiihlmittel und elektrische Mafinahmen. Westd. Verlag, Koln, 1956.

96. Trigger K-, Zylstra L., Chao B. Am. Soc. Mech. Eng., 51—A—39.

97. Hehenkamp T. Arch. Eisenhuttenwes., 1958, Bd 29, S. 249— 256.

98. Hehenkamp T., Heumann T. Arch. Eisenhiittenwesen, 1962, Bd 33, S. 501—504.

99. Altenwerth F. Arch. EisenhGttenwesen, I960, Bd 31, S. 433— 439; Werkstattstechnik, 1963, Bd 53, S. 375—379.

100. S ch a 1 lb г о ch H., Wallichs R. Ber. betriebswiss. Arb., Bd 11, VDl-Verlag, Berlin, 1938.

101. D a wi hi W. Maschinenbau, Betrieb, 1938, Bd 17, S. 511—513.

102. Gottwein K., Reichel W. Kiihlen und Schmieren bei der Metallbearbeitung, VDi-Verlag, Berlin, 1944.

103. Holzberger J. Stahl und Eisen, 1951, Bd 71, S. 1098—1102.

104. Machinery L., 1950, v. 77, p. 485—486; 1954, v. 84, p. 1033— 1040; v. 85, p. 488—492.

105. Fr a nk W. Werkstatt und Betrieb, 1956, Bd 89, S. 25—31.

106. Reichel W. Z. V. D. I., 1956, Bd 98, S. 963—970.

107. Dawihl W., Altmeyer G. Metall, 1959, Bd 13, S. 1116— 1117; Z. Metallkunde, 1964, Bd 55, S. 46—48.

108. Dawihl W., Klinger E. Arch. Eisenhiittenwesen, 1963, Bd 34, S. 867—870.

109. Lang M. Werkstatt und Betrieb, 1950, Bd 83, S. 41—47; Ind.- Anz., Essen, 1954, Bd 76, S. 299—307.

110. Ballhausen C. Stahl und Eisen, 1952, Bd 72, S. 489—492; 1. Plansee Seminar, Reutte-’Tirol, 1952, S. 221—231.

111. Widmer M. Ind. Organisation, 1954, Bd 23, S. 215—220.

112. Leyensetter W. Werkstatt und Betrieb, 1954, Bd 87, S. 353— 356.

113. Schaumann R. R. Maschinenmarkt, 1956, Bd 62, № 47—48, g 37 52

114. В о о s s H. Metall, 1955, Bd 9, S. 560—564.

115. Hilbes W. Techn. Mitt. Essen, 1959, Bd 52, S. 218—228.

116. Beutel H. Werkstatt und Betrieb, 1952, Bd 85, S. 505—513; Techn. Mitt. Essen, 1959, Bd 52, S. 211—217.

117. Gilbert W. Machining—Theory and Practice. Am. Soc. Met., Cleveland, 1950, p. 465—485.

118. Runkel S. Werkstatt und Betrieb, 1952, Bd 82, S. 63—64.

119. Beutel H. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1952, Bd 42, S. 428—434; 1953, Bd 43, S. 560—566.

120. Witthoff J. Techn. Mitt. Essen, 1954, Bd 47, S. 238—244; Techn. Mitt. Krupp, 1954, Bd 12, S. 97—104, 115—126; Werkstatts­techn. Maschinenbau, 1955, Bd 45, S. 159—202.

121. Ballhausen C. Fortschrittliche Fertigung und moderne Werk — zeugmaschinen, Girardet, Essen, 1954, S. 60—64.

122. Hayes T. Am. Machinist, 1955, v. 99, N 27, p. 121—123.

123. Hirschfeld E. Fertigungstechn. und Betrieb, 1959, Bd 9, S. 195—198.

124. Muchler W. Techn. Mitt. Krupp, 1961, Bd 20, S. 21—27.

125. Rapatz F. Die Edelstahle, 3. Aufl., Springer-Verlag, Berlin, 1951, S. 626.

126. Diirr A. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1951, Bd 41, S. 427—431.

127. K i e n z 1 e O. Z. V. D. I., 1952, Bd 94. S. 299—305.

128. B a 11 h a u s e n C. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1952, Bd 43, S. 452—455; 1953, Bd 44, S. 236—242; 1954, Bd 45, S. 557— 561.

129. Opitz H. Techn. Mitt. Essen, 1954, Bd 47, S. 231—237; Fort — schrittliche Fertigung und moderne Werkzeugmaschinen, W. Gi- rardet, Essen, 1954; Schweiz. Arch. Angew. Wiss. Techn. 1956 Bd 22, S. 41—47.

130. Becker K. Hochschmelzende Hartstoffe und ihre technische Anwendung, Verlag Cherriie, Berlin, 1933.

131. AWF. Hartmetallwerkzeuge. Behandlung und Verwendung 2. Aufl., Beuth-Verlag, Berlin, 1935.

. 132. Becker K. Hochschmelzende Hartstoffe und ihre technische An­wendung, Verlag Chemie, Berlin, 1933; Hartmetallwerkzeug, Wirkungsweise, Behandlung, Konstruktion und Anwendung. Ver — lag, Chemie, Berlin, 1935; Maschinenbau, Betrieb, 1936, Bd 15, S. 25—26.

133. Leier F. Hartmetalle in der Werkstatt, Springer-Verlag, Ber­lin, 1937.

134. Fehse A. Hartmetallwerkzeuge, Bearbeitung von Metallen und Isolierstoffen. Herausg. AWF, G. B. Teubner, Leipzig, 1939.

135. Kieffer R., К б 1 Ы F. Hartmetalle, Hartmetallwerkzeuge und ihre Verwendung, Osterr-Gewerbeverlag, Wien, 1949.

136. Shute D. Cemented-Carbide Tools. Machinery Publ., L., 1949.

137. Pawlowitz K — Hartmetall-Dreh — und Bohrwerkzeuge. Osterr. Gewerbeverlag, Wien, 1950.

138. Dawihl W., Dinglinger E. Handbuch der Hartmetallwerk­zeuge. Springer-Verlag, Berlin, 1953, Bd 1, S. 49—52, 68, 151; 1956, Bd 11.

139. Witthoff J. Die Hartmetallwerkzeuge in der spanabhebenden Formgebung. Hansen-Verlag, Miinchen, 1961.

140. Rauhut H. DIN—Mitt., 1956, Bd 35, S. 463—466

141. Scholz W. Metall, 1962, Bd 16, S. 859—864; 1964, Bd 18 S. 129—233.

142. Koloc J., Preisler J. Strojirenstvi, 1953, sv. 5, s. 751—778.

143. Herrik G. Carbide Engng., 1957, v. 9, № 4, p. 17.

144. Lesman R. Metalworking Produktion, 1957, v. 101, № 15, p. 637—638.

145. Erickson C. Tool Eng., 1958, v. 40, N 3, p. 107—109.

146. Frommelt H. Mat. Design. Engng., 1959, v. 50, № 1, p. 179— 182; Machinery, 1960, v. 96, p. 1108—1111.

147. H i n n ii b er J., H i 1 b e s W. Werkstattstechn. und Maschinen­bau, 1951, Bd 41, S. 413—417.

148. Holzberger J. Techn. Mitt. Essen, 1954, Bd 47, S. 191—199.

149. Wehser W. Z. wirtsch. Ferigung, 1958, Bd 53, S. 230—231.

150. Lu der E. u. a. Fertigungstechnik, 1957, Bd 7, S. 449—452.

151. Kuzmick J., Goodfellow G. Proc. 15-th Am. Meet. Metal Powder Assoc., Detroit, 1959, p. 14—21; Carbide Engng., 1959, v. 11, № 8, p. 11—14.

152. Jellig W. Iron Age, 1953 v. 171, № 26, S. 140—142.

153. Hudaverdi R. Am. Machinist. 1955, v. 99, № 2, p. 101—103.

154. Dawihl W., P a w 1 e к F. Werkstattstechn. und Betrieb., 1951, Bd 84, S. 41—45; 1952, Bd 85. S. 287—290.

155. Vernor T., Adams E. Steel Proc., 1945, v. 31, p. 652—653; Prod. Engn., 1945, v. 16, p. 71; Industr. Heat., 1946, v. 3, p. 807, 822; Welding Eng., 1946, v..31, p. 53.

156. Aircraft Prod. 1949, v. 11, p. 295—297.

157. G i 11 e s p i e J. Iron Age, 1949, v. 163, № 19, p. 84—89.

158. Ke n n i с о 11 W. Mechan. Engng., 1953, v. 75, p. 387—392; Machi­ne Design, 1956, v. 28, № 6, p. 122—131.

159. Parker L., Douglass M. Tool Eng., 1957, v. 38, N 4, p. 85—88.

160. Knotek 0. Werkstattstechn. und Maschienbau, 1960, Bd 5Q S. 173—176.

161. Rutkowski W. a. o. Prace Inst. Hut., 1952, v. 4, p. 153—160.

162. Zacharzewski B., Lesniak Ch. Hutnik, Katowice, 1953, t. 20, s. 83—93.

163. Halli day W. Metallurgia, 1944, v. 30, p. 296—299.

164. Hinnuber J„ Hettich F. Werkstattsblatt N 62, C. Hansen, Miinchen, 1949.

165. D i n gl i n ge r E. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1950, Bd 40, S. 33—40; 1952, Bd 42, S. 50—56.

166. Odenhausen H. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1952, Bd 42, S. 455—458.

167. Lennon F. Amer. Machinist, 1953, v. 97, № 4, p. 165—170; 1954, v. 98, February, p. 104—107; Iron Age, 1953, v. 172, № 25, p. 144—146; Tool, and Prod., 1953, v. 18, № 11, p. 38—39, 84, 88, 92.

168. Allen A. Metal Progr, 1952, v. 62 N 2, p. 87 —89, 142, 1954, v. 66, № 6, p. 115—119.

169. S a 1 j e E. Ind.-Anz., Essen, 1955, Bd 77, S. 1421—1425.

170. W i 11 h о f f J. 3. Fokoma, Miinchen, 1957, S. C7—C9.

171. Ripple J. Machinist, 1955, v. 99, p. 134—140; Tool Eng., 1956, v. 36, № 4, p. 81—82; Carbide Engng., 1957, v. 9, № 9, p. 9—13; № 10, p. 19—22.

172. Pahlitzsch G., Rafflenbeul G. Werkstatt und Betrieb, 1958, Bd 91, S. 249—257; 1959, Bd 92, S. 195—202.

173. Kleinschmidt B. Metall, 1960, Bd 14, S. 567—569.

174. MatthewsM., Leventhal N. Machinery, 1958, v. 64, № 8, p. 122—127.

175. Bachner G. Precision Metal Molding, 1953, v. 11, № 2, p. 58— 59

176. Chambers T., Kwolek J. Iron Age, 1952, v. 170, № 7, p. 124—125; Machinist, 1953, v. 97, February, p. 172—175.

177. A 1 b г e с h t A. Machinist, 1953, v. 97, p. 128.

178. Welch J. Tooling and Production, 1953, v. 18, № 11, p. 35—

36, 158.

179. Baumgart G. Werkstatt und Betrieb, 1955, Bd 88, S. 223—224.

180. Zmihorski E. Machinery, 1958, v. 93, p. 1186—1188.

181. Schatz A. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1957, Bd 47, S 216 219.

182. Pi rani M., Schroter K — Z. Metallkunde, 1924, Bd 16, S. 132—133.

183. Ко л ке p P. M. Станки и инструмент, 1949, т. 20, № 5, с. 17—19.

184. Коршунов Б. С., Могущева С. П. Заточка и обработка твердосплавных инструментов, Машгиз, 1951.

185. Metzger L., Keeleric G. Iron Age, 1952, v. 169, N 10, p. 203—207; Machinist, 1952, v. 96, N 23, p. 154—158.

186. Thibault N., Anderson B. Iron Age, 1952, v. 170, № 20, p. 162—165; Metal Progr., 1953, v. 64, № 2, p. 161—166.

187. We b e r I. Dron Age, 1952, v. 169. № 22, p. 88—90.

188. Grodzinski P. Metallurgia, Manchester, 1953, v. 47, p. 34—38.

189. Adcock J. Machinery, 1953, v. 83, p. 355—359; Machinist, 1953, v. 97, p. 1197—1202.

190. Mu е 11 er J. Machinist, 1953, v. 97, p. 122—125.

191. Storey 0. J. Electrochem. Soc., 1953, v. 100, p. 125C—126C.

192. К о s с h о 1 к e G. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1955, Bd 45, S. 562—563.

193. Uhlir A. Rev. Sci. Instruments, 1955, v. 26, p. 965—968.

194. Kips P. Ind.—Anz., 1961, Bd 83, S. 439—446.

195. Matsuyama Y., Fukatsu T. Powder Metallurgy, Intersci. Publ., N. Y„ 1961, p. 683—700.

196. Tanaka Y., Ikawa N. Technol. Rep. Osaka Univ., 1960, v. 10, p. 119—128.

197. Reinhart H., Griinwald W. Werkstatt und Betrieb, 1962, Bd 95, S. 212—218.

198. Unterbusch F. Werkstatt und Betrieb, 1962, Bd 95, S. 539— 542.

199. Pahlitzsch G„ Marten K. Werkstattstechn., 1964, Bd 54, S. 149—156.

200. Рекшинская Т. П. Автомобильная промышленность, 1946, № 5—6, с. 12—15.

201. 3 о л о т ы к Б. Н. Станки и инструмент, 1947, т. 18, № 3, с. 23—24.

202. H оско в С. Е. Станки и инструмент, 1948, т. 19, № 10, с. 20—22.

203. ГТопилов Л. И. Заводская лаборатория, 1948, т. 14, № 3, с. 358—361.

204. У л и т и н с к и й Е. И. Вестник машиностроения, 1949, т. 29, № 3, с. 47—55.

205. Муравчик Л. В. Горный журнал, 1949, № 5, с. 25—27.

206. Улитин М. Н. Станки и инструмент, 1950, т. 21, № 10, с. 3—6.

207. Архаров В. И. и др. ДАН СССР, 1951, т. 78, с. 673—676.

208. Черепанов Ф. Ф. Станки и инструмент, 1952, т. 23, № 4, с. 31—32.

209. Горбунов Б. М. Вестник машиностроения, 1953, т. 33 № 7, с. 67—70.

210. AshburnA. Machinist, 1954, v. 98, p. 1005—1007.

211. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1951, Bd 41, S. 421.

212. Pfaffinger К. Planseeber. Pulvermetallurgie, 1955, Bd 3 S. 17—33.

213. Dauncey G., Young R. Ind. Diamond Rev., 1952, v. 12, p. 161—164.

214. E 11 i s J. a. o. Proc. 16-th Meeting Met. Powder Assoc., N. Y., 1960, p. 75—88.

215. Л аз ар e н к о Б. Р., Л а з а р е и к о Н. И. Станки и инстру­мент, 1946, т. 17, № 12, с. 8—11; 1947, т. 18, № 2, с. 4—8.

216. Васильев Д. Т. Станки и инструмент, 1947, т 18, № 3 с 1— 8; № 5, с. 1—5.

217. Мандельштам С. Л., Райский С. М. Изв. АН СССР Серия «Физика», 1949, т. 13, с. 549—565.

218. Konczl. Gep., 1949, kot. 1, old. 388—411.

219. Беляев Г, С. Станки и инструмент, 1949, т. 20, № 12, с. 11 — 12

220. ЩепетовВ. Н. Электричество, 1950, № б, с. 26—30.

221. Курченко В. И. Станки и инструмент, 1951, т. 22, № 6, с. 34.

222. Невезкин В. К. Электричество, 1951, № Ц, с 62—70. ‘

223. Б у л к и н И. С. Вестник машиностроения, 1952 т 32 № 11 с. 44—49.

224. Золотых Б. Н. Физические основы электроискровой обработ­ки металлов, Гостехиздат, 1953.

225. Stiihmke H. Fertigungstechnik, 1953, Bd 3, S. 7—10.

226. Володин Е. А., Ковшарова JI. А. Вестник машинострое­ния, 1954, т. 34, № 12, с. 56—57.

227. Lewinson J. u. a. Herstellung von Hohlraumen und Offnungen in Metallen mit Hilfe des Elektrofunkenverfahrens. Verlag, Teeh­nik, Berlin, 1954.

228. JudkinsM., Dickey D. Iron Age, 1951, v. 168, № 4, p. 65— 67; Proc. 8-th Ann. Meet. Metal Powder Assoc., Chicago, 1952, p. 53—58.

229. Roller J. Iron and Steel Eng., 1961, v. 28, № 10, p. 133—135; Machinery, N. Y., 1951, v. 58, November, p. 180—181; Precision Metal Molding, 1952, v. 10, № 3, p. 47—50.

230. Porterfield P. Steel Processing, 1954, v. 40, № 7, p. 443—446.

231. A 1 d e n C. Mechan. Engng., 1953, v. 75, p. 701—705.

232. S e e d M. Machinist, 1952, v. 96, p. 977—981.

233. Rudorff D. Elektrotechn. Z, 1953, Bd 5, S. 195—197; Inst. Mech. Eng., 1957, Adv. Copy.

234. HardingH., M a t и 1 a i t i s V. Machinist, 1952, v. 96, p. 136— 140, 514—519; Tool Eng., 1956, v. 36, № 4, p. 97—100.

235. Microtecnie, 1955, v. 9, p. 267—271.

236. Bruma M. Schweiz. Arch. Angew. Wiss. Techn., 1956, Bd 22, S. 18—22.

237. Ullmann W. Schweiz. Arch. Angew. Wiss. Techn., 1956, Bd 22, S. 23—28; Werkstatt und Betrieb, 1956, Bd 89, S. 82—84, 621—663.

238. Stocker W., Decat R. Amer. Machinist, 1956, v. 100, № 9, p. 113—118.

239. Rudiger O., Winkelmann A. Metall, 1958, Bd 12, S. 366— 380.

240. Ballhausen C. Stahl und Eisen, 1951, Bd 71, S. 1114—1115;

. Techn. Mitt. Essen, 1954, Bd 47, S. 199—200.

241. Wi 11 i a m s E. Electrical Engng., 1952, v. 71, p. 257—260; Trans. Amer. Inst. Electrical Eng., 1952, v. 71, p. 105—108.

242. Hinnuber J., Rudiger O. Werkstatt und Betrieb, 1954, Bd. 87, S. 53—57; Techn. Mitt. Krupp, 1954, Bd 12, S. 107—113.

243. B a 1 d а и f K. Draht, 1954, Bd 5, S. 421—425.

244. Palme R., Wagner H. Metall, 1955, Bd 9, S. 752.

245. Weiser G. Metalworking Prod., 1955, p. 2123—2124, Machinist, 1955, v. 99, № 21, p. 148—150.

246. Heidenreich R. Werkstatt und Betrieb, 1955, Bd 88, S. 1—3.

247. Fefer G. Schweiz. Arch. Angew. Wiss. Techn., 1956, Bd 22 S. 48—49.

248. C i с i N. Machinery, 1956, v. 89, p. 673—677.

249. Elektroerosive Bearbeitung. 11 Forschungsber. Techn. Hochsch. Aachen, Girardet, Esse, 1958.

250. Bartlett B. Proc. 17-th Ann. Meet. Metal Powder Ind. Fed., Cleveland, 1961, p. 96—107.

251. Артамонов А. И., Шведков E. Л. Порошковая металлур­гия, 1963, № 1, с. 79—82.

252. С о h a n A. J. Metals, 1951, v. 3, p. 216—217.

253. Kelley S. Materials and Methods, 1951, v. 34, № 3, p. 92—94.

254. Kuris A. Machinery, N. Y., 1961, v. 57, № ю, p. 175—176.

255. M a s о n W., W i с k R. J. Ac. Soc. Amer., 1951, v. 23, p. 209.

256. Gr о a t G. Machinist, 1952, v. 96, № 19, p. 141—144.

257. Neppiras E. J. Sci. Instruments, 1953, v. 30, p. 72—74.

258. ClarkN., А 1 о i s i о J. Tool Eng., 1954, v. 32, № 4, p. 77—80.

259. Писаревский M. M. Стаики и инструмент, 1954, т. 25, № 5, с. 16—20.

260. GoetzeD. Trans. Inst. Radio Engng. PGUE-2, 1954, November, p. 19—22.

261. Spizig S. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1955, Bd 45, S. 15—18.

262. Moschella R. Steel Processing, 1955, v. 41, July, p. 378—381.

263. Метелкин И. В и др. Станки и инструмент, 1956, т. 27, № 2, с. 16—19.

264. HartleyM. Electronics, 1956, v. 29, № 1, р, 132—135.

265. Marshall N. Ind. Diamond Rev., 1958, v. 18, p. 17—19.

266. X а с с и и И. М. Станки и инструмент, 1962, № 6, с. 24—25.

267. Colvin F., Stanley F. Turning and Boring Practice. McGraw-Hill., N. Y., 1948.

268. P ii t z F. Werkzeug-Handbuch iiber Schneidwerkzeuge fiir die Metallbearbeitung. C. Hansen, Miinchen, 1950.

269. Agte C., Petrdlik M. HartmetaIle1 Verlag, Prace, Prag, 1951.

270. Walter, Montanwerke. Frasen mit Hartmetallwerkzeugen. 7. Aufl, Tiibingen, 1952.

271. Sementschenko U. U. Neue Zerspanungswerkzeuge. Schnell — zerspanung mit Hartmetall, Verlag, Technik, Berlin, 1954.

272. Am. Soc. Tool. Engrs. Metal Cutting Bibliography, 1943—1956, Detroit, 1960.


Глава V

3. Изготовление твердосплавных инструментов

В настоящее время изготовление твердосплавных инструментов является общедоступным в заводских ус­ловиях и подробно описано в многочисленной литературе и заводских инструкциях [8—11, 15, 130—139]. Поэтому в книге лишь подводятся итоги и приводятся новые данные.

Изготовление инструментов, оснащенных твердыми сплавами

Твердый сплав является дорогим материалом и его применение должно быть экономически оправданным. Поэтому у крупных инструментов, узлов машин и прибо­ров делаются из твердого сплава только такие детали, ко­торые подвержены высоким нагрузкам. Так, например, у токарных, строгальных и прочих режущих инструмен­тов твердым сплавом оснащают только режущую часть, а остальные части делают из стали. Твердый сплав из­готовляют в виде пластинок, которые большей частью стандартизованы (например, ДИН 4966, 1 и 2 издание, ISO TC 29 [140, 141], ДИН 4950). Эти пластинки напаи­вают на инструмент. В качестве материала для держав­ки обычных токарных и строгальных инструментов при­меняют углеродистую сталь или сталь, легированную марганцем, прочностью около 70 кГ/мм2. Следует избе­гать применения стали низкой прочности, так как она не выдерживает возникающих нагрузок. Применение такой стали может привести к поломке твердосплавной пластинки или разрыву спая [142]. Для инструментов с большим вылетом рекомендуются державки из тяжелых металлов [143—145] или из спеченной стали, пропитан­ной медью [146]. Эти державки отличаются хорошими амортизирующими свойствами.

Для инструментов, державки которых подвергают­ся особо высоким нагрузкам в отношении прочности, жаропрочности или износа (узкие резцы для шпоночных канавок, спиральные сверла, фрезы, зенкеры, развертки и т. д.), следует применять углеродистые стали высокой прочности, легированные инструментальные стали или низколегированные быстрорежущие стали. При этом иногда требуются особые методы напайки и обработки.

Как правило, для твердосплавных инструментов при­меняют державки большего сечения, чем для инструмен­тов из быстрорежущей стали для аналогичных работ. Высота державки под твердосплавной пластинкой долж­на быть по меньшей мере в 3 раза больше толщины пластинки, Причем и для последней следует придержи­ваться определенных минимальных размеров [49].

Чтобы определить размер державки, используют номограммы, однако, согласно Лауссману[30], следует учитывать также удельное давление резания для дан­ного обрабатываемого материала.

Для надежной передачи усилий резания на держав­ку через паяное соединение необходимо плотное приле­гание пластинки. Поверхности напайки должны быть очище­ны от грязи, масла или ока­лины. В державках, получен­ных разрезкой заготовок, и в кованых державках (отогну­тые или изогнутые резцы) гне­здо под пластинку фрезеруют или строгают под нужными пе­редним углом и углом наклона. Опорную поверхность целесо­образно сделать несколько больше, так, чтобы она высту­пала на несколько десятых долей миллиметра за нижние кромки пластинки (рис. 96). Это обеспечивает плотный спай до самого края под глав­ной и вспомогательной режущей кромкой.

У широких инструментов с малой толщиной держав­ки целесообразно увеличить ее толщину, чтобы избе­жать образования трещин в пластинке вследствие ко­робления державки. После напайки лишний материал державки выфрезеровывают пли вышлифовывают.

Опорные поверхности пластинки шлифуют иа круге из карбида кремния. Целесообразно применять более крупнозернистые круги, так как припой лучше пристает к шероховатой поверхности.

;

Рис. 96. Подготовленные к пайке твердосплавная пластинка и державка резца (#>3S); гх на дер­жавке меньше г2 на пла­стинке) :

’1 — пластинка; 2— припой; ,3 —державка; 4 — скрепляю­щая проволока

В случае необходимости непосредственно перед на­пайкой поверхности очищают от жира четыреххлористым углеродом или трихлорэтиленом.

Обычные твердосплавные инструменты лучше всего напаивать электролитической медью (температура плав­ления 1084° С), которую применяют в виде мелких ку­сочков жести или проволоки. При напаивании неболь­ших инструментов, которые работают при невысоких температурах, рекомендуется применять припои с низ­кой температурой плавления (серебряный или латунный). В последнее время серебряные припои применяют и для напайки обычных инструментов, инструментов ударного бурения (пайка в паз) и т. д. В качестве флюса и для за­щиты от окисления при напайке медью применяют обез­воженную порошкообразную буру. Для напайки сереб­ром применяют более низкоплавкие флюсы, которые в большинстве случаев непригодны для напайки медью.

В табл. 57, согласно данным Хиннюбера и Хильбеса [147], приведены свойства твердых и мягких припоев для напайки твердых сплавов. Медные припои применяют в тех случаях, когда режущий инструмент нагревается до высоких температур. При резании в горячем состоянии с успехом применяют даже более тугоплавкие меднонике — левые припои. Серебряные припои дают более прочные соединения, но применять их можно лишь в тех случаях, когда температурная нагрузка не слишком велика Мягкие припои нельзя подвергать температурным на­грузкам, однако возможность образования трещин в твердом сплаве вследствие напряжений в этом случае исключена [119, 148]. Вопросы появления напряжений и трещин в твердом сплаве, имеющие большое техниче­ское значение, освещены в многочисленной литературе [49, 149, 150].

Вследствие диффузии при напайке происходит взаи­модействие как между припоем и материалом держав­ки, так и между припоем и твердым сплавом. Это вы­зывает изменение свойств припоя и поверхности твердо­сплавной пластинки, что доказывается измерениями микротвердости. В результате дисперсионного твердения прочность спая может быть выше прочности самого при­поя. Во избежание появления обусловленных этим тре­щин напряжения напайку следует проводить как можно быстрей; идеальным решением данного вопроса являет­ся высокочастотная пайка.

При напайке крупных пластинок сложной формы, а Тилже твердых сплавов с более высоким содержанием TiC и TaC рекомендуется применять компенсационные прокладки межд пластинкой и гнездом. В этих целях

ОТ

? я А -

SS

S

BOUHdii soifD я

О

Со ю

214 (350)*

00 ID

M

Alftie woiHif я

00

CS

Г-

*

Io о"

00 To — CS

00 ID

Ю

% ‘<(1 эинэжЛэ

AOHIlf Э1 — ИЗО HlO

Ю СП

О

T

00 CS

СО

¦"Г1

I

О

О О

О ю

S

А,

% ’0 SHHaHHL-W эончкэх — иэоню

T-^

00

To

Ю СО

I

ZWw/jx ,яо иинэж -Bioed Mdu HlDOHhOdu

Csirsdu

О ю

СО 00

Ю

¦Cf

ID о"

1

% ‘Ф-

ЭинэжЛэ 90H1Ifal

-иэоню

СП

СП

00

ID

СО

I

О

О

О <м

Ж O-

% ’9 зинэннк SOHqifai — иэоню

Ю

CD

I-O 00

Г — CS

CS CS

I

-KW/JX

Иинэж -Biocd Hdu HIOOHhOdu

Irstfadii

СО

Ю

CS

Ю со

CS СО

I

O0 ‘BHHOIfBBlfU

BdAicdsuKox

О

CS СП

О

СП ID

О ю

J

S Ц

Vo

А

Ol А 1-

X Х >х а

СО OO

О

ID


Ч СП

И

E я X

3 с UN

00

— о

CS

Л А

О

Ю

С N О «л

U

< B

W S

ID CS О

С N CS СП со

Ьо С

О

Ю Oi

U — тз

F-.u

—. ОЭ СгГ


S

О.

С


OJ

S

[-H

R

S

M <

Я

Я «

С

Og

С S о."

С

Тз U


Применяют мелкоячеистые оцинкованные или луженые железные проволочные сетки или фольгу из специальных сталей [104, 116, 151]. Последняя применяется особенно успешно при пайке в паз, когда пластинка паяется по обеим большим опорным поверхностям. Перед напайкой пластинка с фольгой должна быть плотно пригнана к па­зу. При напайке длинных и тонких пластинок (например, при армировании направляющих) рекомендуется покрыть их медью и затем паять оловом. В трудных случаях на­пайки с успехом применяют также пластинки с никеле­вым покрытием, полученным электролитическим осажде­нием и последующим спеканием [152]. Для уменьшения термических напряжений применяют напайку только ши­рокой опорной поверхности пластинок [17, 152, 153].

Напайку производят в газовых и электрических му­фельных печах [154]; в последнее время стали приме­нять высокочастотный нагрев. Большие партии мелких инструментов экономично паять в электрических кон­вейерных печах, а инструменты с небольшим сечением стержня (не более 25×25 мм)—сварочной горелкой или в кузнечном горне. При напайке сварочной горел­кой необходимо избегать попадания окисляющей части пламени на твердосплавную пластинку. Поэтому следу­ет применять большие горелки и нагревать резец со сто­роны стержня.

При напайке в кузнечном горне для того, чтобы из­бежать непосредственного воздействия пламени на твер­досплавную пластинку, устраивают своего рода нагрева­тельную камеру из железной трубы, жести или шамот­ных кирпичей. Во всех случаях следует паять в восста­новительной атмосфере, т. е. при газовой топке — с избытком газа, в электропечи — с защитным газом (водород, азотоводородная смесь, получаемая при рас­щеплении аммиака и т. д.).

Процесс напайки зависит от применяемого паяльного устройства, формы и количества инструментов. Наиболее распространенным видом напайки твердосплавных ин­струментов является следующий. Готовую к напайке пластинку привязывают железной или хромоникелевой стальной проволокой к стержню резца во избежание ее соскальзывания (см. рис. 96). Эта операция отпадает, — если крупные пластинки укладывают почти в горизон­тальном положении или если форма гнезда предотвра­щает соскальзывание. Припой накладывают на пластин­ку или на место спая, засыпают бурой н помещают ин­струмент в печь. Целесообразно во время паплпки одного инструмента подогревать следующий и форка — мере печи. После предварительного подогрева н в точе­ние дальнейшего нагрева на пластинку еще раз наносят


«1

1

ЙЕН


Рис. 97. Изготовление твер­досплавного инструмента путем напайки токами высо­кой частоты (фирма «Фагер — ста Брукс», Швеция)

Рис. 98. Инструмент с меха­ническим креплением твер­досплавной пластинки

EW СИ

А о

Рис. 99. Токарные резцы с напаянными твердо­сплавными пластинками (а) и механическим креп­лением пластинки (б)

Рис. 100. Токарный резец с меха иическнм креплением твердосплав­ной пластинки для работы иа ко пировальном станке


Буру с помощью маленького совка с длинной ручкой. Ин­струмент оставляют в печи до тех пор, пока припой не расплавится и не растечется по спаям. Затем инструмент вынимают из печи и заостренным прутком (слишком ши­рокая поверхность соприкосновения вызвала бы внезап­ное местное охлаждение и образование трещин) слегка прижимают пластинку к гнезду до момента затвердева­ния припоя. После этого удаляют шлак и окалину про­волочной щеткой. Затем инструмент медленно охлажда­ют в золе, древесноугольной крупке, электродном угле или на воздухе. Быстрое охлаждение инструмента в воде недопустимо, так как оно способствует образованию тре­щин в пластинке.

В последнее время успешно применяют высокочастот­ную напайку. Инструмент подготавливают обычным образом и затем нагревают нужное место в высокоча­стотном индукторе [10, 155] (рис. 97). Этот метод дает большие преимущества при напайке инструментов со стержнями из материалов, нагрев которых нежелателен (например, высокопрочных сталей). В настоящее время этим методом изготавливают крупные серии пик от­бойных молотков, инструментов для ударного бурения шпуров и т. д. [147].

Поскольку недостатки в напайке могут отрицатель­но сказываться на работе инструмента (образование трещин, выкрашивание), большое значение имеет нераз — рушающий метод контроля прочности спая [156].

Напайку пластинок из твердого сплава пытались за­менить механическим креплением. С применением про­стых твердосплавных вставок (часто изготовляемых методом мундштучного прессования) треугольной, квад­ратной, прямоугольной и круглой формы довольно ши­рокое распространение получило механическое крепле­ние, показанное на рис. 98 [60, 85, 138, 141, 157—160]. Призматические или цилиндрические твердосплавные пластинки (ДИН 4968, 1961) большей частью не перета­чивают, а лишь поворачивают другой гранью, и только после затупления всех граней пластинку перетачивают по всем поверхностям. В некоторых случаях целесооб­разно после затупления всех режущих кромок направить пластинку на переработку (так называемые «многогран­ные неперетачиваемые пластинки»). Как следует из рис. 99, многие типы паяных инструментов можно заме­нить инструментами механического крепления или спе­циальной конструкции (рис. 100). Готовый инструмент снабжается фирменным знаком, данными о марке твер­дого сплава и условной окраской, которая лишь частич­но стандартизована; некоторые фирмы имеют собствен­ную условную окраску. Хиршфельд [11] считает, что стандартизация условной окраски является произволь­ной и совершенно не соответствующей требованиям про­изводства. Он предлагает только два цвета (красный и синий), чтобы различать две главных группы твердых^ сплавов; для обработки материалов, дающих стружку надлома (чугун, цветные металлы, неметаллические ма­териалы), и для обработки материалов, дающих сливную стружку (стали). В пределах этих групп отдельные мар­ки сплавов могут иметь разные оттенки того же цвета.

Поврежденные твердосплавные пластинки удаляют с державки, нагревая ее до температуры напайки, после чего пластинку можно легко освободить. Если нагрев невозможен, то головку инструмента погружают в азотную кислоту (плотность 1,4) на 1 ч и нагревают до 60° С; после этого пластинки, как правило, легко отделя­ются. При использовании старых державок следует об­ращать внимание на марку напаянного твердого сплава. Если марка изменилась, необходимо изменить условную окраску и обозначение марки.

Попытки получения карбидных порошков путем хи­мической обработки твердосплавных отходов не дали положительных результатов; твердые сплавы из таких порошков (частично окисленных) обладают повышенной пористостью [161, 162]. Предлагается также использо­вание твердосплавных отходов для изнашивающихся деталей [163].

Заточка твердосплавных инструментов

Заточку и переточку твердосплавных инструментов [120, 138, 147, 148, 164—171] следует проводить с гораз­до большей тщательностью, чем заточку и переточку инструментов из быстрорежущей стали, так как твердые сплавы обладают высокой твердостью, относительно вы­сокой хрупкостью, небольшой теплопроводностью (осо­бенно высокотитановые твердые сплавы); особое значе­ние имеют также углы резца [167].

Острые и свободные от зазубрин режущие кромки являются предпосылкой для хорошей работы и высокой производительности твердосплавных инструментов. Для получения высококачественной режущей кромки нужны специальные шлифовальные круги и соответствующие заточные станки. Поэтому переточку твердосплавных инструментов не рекомендуется поручать отдельным рабочим, а следует проводить централизованно в мастер­ской для заточки и контроля инструментов [165].

Корундовыми шлифовальными кругами можно поль­зоваться лишь для снятия материала державки, высту­пающего за пределы пластинки; эти круги не годятся для заточки твердосплавных пластинок, так как высокое

Твердосплавных токарных резцов

Давление вызывает сильный нагрев и может привести к образованию трещин. Твердосплавные пластинки можно затачивать только на кругах из карбида кремния или на алмазных кругах [154, 165, 171 — 173].

Наряду с обычными плоскими цилиндрическими кругами, которые особенно пригодны для предваритель­ной заточки [причем направление вращения круга должно быть сверху вниз, так как в противном случае режущая кромка будет выкрашиваться (рис. 101)], для чистовой заточки рекомендуется применять чашечные или кольцевые шлифовальные круги, плоские шлифую­щие поверхности которых позволяют проводить почти все виды заточных работ; кроме того, исключается воз­можность образования вогнутой поверхности на задней поверхности резца (рис. 102) и, несмотря на износ шли­фовального круга, сохраняется постоянная окружная скорость. При выборе зернистости, соответствующей от-

Шлифовальный круг

Режимы заточки твердосплавного инструмента

Рабочие операции

Зерно

Связка

Форма

Вид

Раз­мер

Вид

Твер­дость*

Заточка державки под пластинкой. . .

Корунд

24— 36

Керами­ческая

J-K

Периферий­ный или чашечный круг

Грубая заточка вновь напаянных или сильно затупивших­ся инструментов.

Карбид кремния

36

Керами­ческая

H-J

Периферий­ный, чашеч­ный или сегментный круг

Чистовая заточка мелких инструмен­тов и грубая заточ­ка мелких инстру­ментов………………..

Алмаз

Карбид кремния

Д250 Д150

80

Метал­лическая

Керами­ческая

H-J

Чашечный круг

То же

Чистовая заточка крупных инструмен-) тов и заточка фаски на инструментах. (см. рис. 102)

Алмаз

Карбид кремния

ДЮО

Д70

Д50

180 220

Метал­лическая

Или бакели­товая Керами­ческая

I-L

Чашечный круг

То же

Чистовая заточка ин­струментов для об­работки древесины, пластмасс и волок­нистых материалов, а также инструмен­тов для чистовой обработки

Алмаз

Дзо

Д15 Д7

Бакели­товая

Чашечный круг

Продолжение табл. 58

Рабочие операции

Шлифовальный круг

Зерно

Связка

Форма

Вид

Раз — мер

Вид

Твер­дость*

Заточка стружкофор — мующих уступов.

Алмаз

Карбид кремния

Д150 ДЮО

180 220

Металли­ческая

Керами­ческая

J-K

Чашечный или пери­ферийный

Круг Тарельчатый круг

Доводка и притупле­ние режущей кром­ки……………

(см. рис. 104)

Алмаз

Карбид кремния

ДЮО

Д50 Д70

Д50 Д15

400 220

Металли­ческая

Бакели­товая

Керами­ческая

К

Ручные ал­мазные при­тиры или бруски

* При работе с механическими подачами применяют более мягкие круги.

Рис. 102. Неправильная (а) и правильная (б) за­точка задней поверхности твердосплавного резца

Дельным процессам заточки, и твердости шлифовальных кругов из карбида кремния или алмазных кругов на ор­ганической или металлической связках (хорошо зареко­мендовали себя также синтетические алмазы [47, 174]) рекомендуются режимы заточки, приведенные в табл. 58.

При заточке вручную окружная скорость кругов должна составлять 22—25 м/сек. При заточке на алмаз­но-металлических кругах применяют и более высокие скорости.

Заточные станки должны иметь достаточно жесткую конструкцию, а также прочные и точные подшипники, чтобы обеспечить спокойное, без биения, вращение шли­фовального круга. Регулируемые подручники облегчают установки резцов под требуемыми углами [166].

Заточку резцов можно производить с охлаждением или всухую; в последнем случае требуется большая тща­тельность и большая затрата времени, чтобы (особенно при заточке крупных инструментов и при снятии боль­шого количества материала) избежать появления трещин.

Рис. 103. Непра­вильная (а) и пра­вильная (б) заточ­ка стружколома — ющего уступа

Поэтому заточку следует производить, как правило, с охлаждением, в то время как доводку фасонных резцов, мелких инструментов для револьверных станков и авто­матов, а также выточку стружколомающих уступов легче осуществлять всухую [171]. При мокрой заточке необходимо следить за обильной подачей чистой воды постоянной температуры, содержащей небольшое коли­чество веществ, предохраняющих от ржавления части за­точного станка. Подача воды должна осуществляться равномерно под небольшим напором для непрерывного охлаждения без разбрызгивания. При сухой заточке не­допустимо охлаждение водой нагретых твердосплавных пластинок.

В целях экономии алмазных кругов неоднократно рекомендовалась доводка твердосплавных инструментов на лентах из карбида кремния [167, 175]. При заточке твердых сплавов, склонных к трещинообразованию, с успехом применялось охлаждение двуокисью углерода [176—179]. Рекомендовалась также заточка при повы­шенной т? .мпературе [180].

При выточке стружколомающего уступа [181] необхо­димо следить за тем, чтобы передний угол не увеличился вследствие образования вогнутости (рис. 103).

Целью заточки является получение острой режущей кромки и предусмотренных для данного инструмента углов резания. Поэтому в процессе заточки и после окончания заточки необходимо проверять углы резца (особенно передний и задний углы и угол наклона) уг­ловыми шаблонами. С помощью лупы или под микроско-

Рис. 104. Правка и притупление твердосплавной режу­щей кромки ручным притиром

Пом проверяют отсутствие зазубрин на резце. При пере­точке инструмента следует обратить особое внимание на сохранение установленных углов резца. Перед примене­нием, а также при небольшом затуплении режущую кромку притирают оселком из мелкозернистого карбида кремния или алмазно-металлическим ручным притиром.

Для обдирочных работ режущую кромку рекоменду­ется слегка притупить ручным притиром. В результате этого получают небольшую поверхность с отрицатель­ным передним углом, что уменьшает опасность выкра­шивания режущей кромки (рис. 104).

Электролитическое шлифование

В 1924 г. Пирани и Шрётер [182] предложили элек­тролитическое сверление твердых сплавов. Этот метод широко применяется и в настоящее время при сверлении отверстий в алмазных волоках. В 1929 г. был запатен­тован метод,[31] при котором анодное снятие материала в электролите ускорялось вращением шлифовального круга, служащего катодом. Разработка этого вида элек­тролитической заточки твердых сплавов осуществлена в СССР [183, 184]. В целях экономии алмазов Метцгер и Килерик [185] разработали электролитический метод шлифования с применением алмазных кругов. Имеется многочисленная литература, посвященная общим воп­росам и специальным методам [167, 168, 186—199] элек­тролитической обработки.

Электроэрозионное шлифование

В целях экономии алмазов, а также более бережного и быстрого шлифования твердых сплавов предложен ме­тод электроэрозионного снятия материала для заточки твердосплавных режущих кромок, выточки стружколо — мающих уступов и заточки горных инструментов. Станки, применяемые для этого, аналогичны станкам для свер­ления твердых сплавов. Снятие материала должно про­исходить таким образом, чтобы за короткое время обес­печивалось высокое качество поверхности. По электро­эрозионному шлифованию имеется обширная советская литература [200—209]; в Америке и Англии этот метод также приобретает все большее распространение [168, 188, 210]. Наряду с перечисленными техническими пре­имуществами метод электроэрозионного шлифования об­ладает и значительными экономическими преимущест­вами.

Обработка твердых сплавов

Обработка резанием

В период времени, исключающий последние несколь­ко лет, для обработки твердых сплавов применяли только шлифование карбидом кремния и алмазными кругами. В особых случаях (например, при обработке сердечни­ков снарядов, крупных матриц и фильер для волочения труб) с успехом применяли также точение алмазными резцами.

Твердосплавными инструментами можно обрабаты­вать только твердые сплавы с высоким содержанием связующего металла. Так, твердые сплавы WC—Со с 20—40% Со обрабатывают мелкозернистым сплавом WC—Со с 3—6% Со, применяя отрицательный передний угол 5—10° и скорость резания 5—20 м/мин [138, 211 — 213]. Специальные марки сплавов со стальной связкой (Ferro — TiC), применяемые, в частности, для производ­ства инструментов, легче поддаются обработке резанием [99, 214]. О возможности обработки фасонных изделий, особенно турбинных лопаток из твердого сплава на ос­нове TiC с высоким содержанием связующего металла, сообщает Пфаффингер [212].

Электроискровая обработка

В последние годы для выполнения отверстий, резьбы, гравирования в твердых сплавах и высокотвердых ме­таллических материалах применяют электроискровую обработку. Принцип этого метода основан на том, что твердый материал удаляется в виде мельчайших частиц с помощью прерывистых искровых разрядов. Практически это осуществляют следующим образом: в масляной ван-’ не между твердосплавной деталью и электродом (желе­зо, медь, латунь, вольфрам или композиты W—Cu), отрегулированным для получения отверстия требуемой формы, создают искровые разряды путем релаксацион­ных колебаний конденсаторного контура.

Под действием электрической дуги постепенно уда­ляются частицы твердого сплава, а также материал электрода, поэтому электрод необходимо обновлять. Этот метод обработки, который в известной мере аналогичен электродуговому методу получения отверстий в алма­зах, обстоятельно исследован в Советском Союзе, где разработаны многочисленные электроискровые установ­ки [215—227]. На западе этот метод с успехом применя­ется под названиями «метод-Х» [228—231], «Спаркат — рон» [104, 232, 233]. «Эродоматик» [189], «Элбо» [128], «Элокс» [234]. «Электра» [235, 236], «Агитрон» [237], «Абако» [238] и др. Последним достижениям в этой об­ласти посвящена работа Рюдигера и Винкельмана [239].

В настоящее время еще не совсем ясен вопрос, в ка­кой мере электроискровая обработка твердых сплавов применима для изготовления пресс-матриц, фильер, ко­вочных и вырубных штампов и т. д., особенно в тех слу­чаях, когда предъявляются высокие требования к точ­ности размеров и чистоте поверхности. По-видимому, комбинация электроискрового способа с классическими методами шлифования и полирования (по крайней мере на конечных операциях) является наиболее экономич­ной. В настоящее время техническое значение нового ме­тода обработки не соотвествует усиленной пропаганде и обширной литературе на эту тему [94, 129, 168, 188, 240—251]. Электроискровая обработка твердосплавных инструментов является, очевидно, более перспективной, чем сверление.

Обработка ультразвуком

Этот метод обработки рекомендуется применять не только для твердых сплавов, но и для высокотвердых диэлектриков (керамика, спеченная окись алюминия, стекло, кварц и т. д.). Метод основан на ультразвуковом колебании инструмента, который совместно с порошко­образным абразивом (например, карбидом бора) меха­ническим внедрением вырезает отверстие (метод «Ка — витрон»). Преимуществом ультразвукового сверления является высокая точность размеров и быстрота обра­ботки; возможно применение этого способа совместно с элекроискровой обработкой. С вопросами ультразвуко­вой обработки знакомит литература [128, 168, 188, 252—266].

2. Основы резания с учетом особенностей твердосплавного инструмента

В данной книге основы обработки резанием рассмат­риваются лишь в том объеме, который необходим для общего понимания процесса резания и выявления суще­ственного различия между стальным и твердосплавным инструментами. Обстоятельному изучению процессов ре­зания посвящена обширная специальная литература [3—25].

Точение является наиболее распространенным мето­дом обработки. Большинство исследовательских работ по обработке резанием посвящено точению, так как на нем легче всего прослеживаются основы процесса реза­ния; полученные результаты и закономерности могут быть перенесены на другие виды обработки ре­занием— строгание, фрезерование, сверление, раз­вертывание и т. д. Накопленный опыт по­казывает, что основные факторы, влияющие на процесс резания и относящиеся к инструментам из быстрорежу­щей стали, действительны и для твердых сплавов основ­ных групп {WC-Со, WC-TiC-Со, WC-TaC-Со, WC — TiC — TaC — Со). Однако следует учитывать осо­бые свойства твердых сплавов и их различное поведение при резании разных материалов. Насколько сложным яв­ляется изучение проблемы резания, видно из табл. 53. Лауссман [28] пытался показать зависимость скорости реза­ния твердыми сплавами от главнейших факторов про­цесса резания, т. е. от конструкции обрабатываемой

Зависимость скорости резания от главнейших факторов процесса резания

Станок

Обрабатываемая деталь

Инструмент

Размеры

Материал:

Материал:

Тип

Вид

Инструментальная

Производительность

Сталь

Привод

Прочность

Быстрорежущая

Состояние

Сталь

Линейное расшире­

Твердый сплав

Ние

Твердость

Алмаз

Состояние

Состояние поверхно­

Размеры

Сти

Размеры

Углы резания

Простая геометриче­

Вид крепления

Ская форма

Фасонная деталь:

Состояние

Сбалансированная

Несбалансированная

Вид обработки:

Обдирка

Предварительная об­

Точка

Получистовая обра­

Ботка

Чистовая обработка

- -

Вид крепления

Режимы обработки

Деталь ие зажимается

Глубина резания:

Деталь зажата цангой

Постоянная

Патрон, планшайба

Изменяющаяся

В центрах

Подача:

Планшайба с центрами

Продольная

В приспособлении с подпоркой

Поперечная

В приспособлении, движущемся

Прерывистое резание

С обрабатываемой деталью

Охлаждение:

В неподвижно закрепленном при­

С охлаждением

Способлении

Без охлаждения

Сбалансированное

Резание в нагретом состоянии

Сход стружки:

Свободный

Принудительный

Детали, инструмента, станка, режимов резания и вида крепления детали. Имеется много возможных комбина­ций, которые не могут быть подробно рассмотрены в рамках данной книги. При изучении данного вопроса авторы книги в основном придерживались схемы Хирш — фельда [11], наиболее интересной для специалистов в об­ласти твердых сплавов.

Основные понятия

Рабочие движения процесса резания и главные плоскости

На рис. 66 приведена схема процесса точения, из ко­торой можно получить представление о следующих по­нятиях.

В результате главного движения (вращения шпин­деля) токарного станка происходит процесс резания об-

Рис. 66. Схема процесса точе­ния:

1 — поверхность резания (обра­батываемая поверхность); 2—на­правление резания; 3 — рабочая поверхность (обработанная поверх­ность); 4— поперечная подача; 5 — продольная подача; Py — сила

Подачи; P^ — сила отжима резца;

Я — главная сила резания; I, 11,

IIl — главные плоскости резания

Рабатываемой детали. Подача s (мм/об) — продольная подача параллельно оси обрабатываемой детали или по­перечная подача перпендикулярно оси детали — вместе с процессом резания составляют рабочее движение. Ско­рость резания v (м/мин) —это рабочее движение в еди­ницу времени, т. е. скорость движения обрабатываемой детали относительно режущей кромки инструмента. В большинстве случаев скорость подачи очень мала и поэ-


Тому может не учитываться. Таким образом, скорость резания можно рассматривать как путь, пройденный ре­жущей кромкой по обрабатываемой детали в направле­нии резания за единицу времени. При точении детали ди­аметром d (мм), вращающейся с п (об)мин), скорость резания составляет

Ndn,

, м/мин.

V

1000

Глубиной резания а (мм) называется толщина слоя ма­териала, снимаемого с обраба­тываемой детали (рис. 67). Если di — диаметр обрабаты­ваемой детали и — диаметр обработанной детали, то глу­бина резания составляет

&» 1

Ч

Xti ^

3

I

-л L

А

, 1

F Л

\ ^


Di-

А =

Рис. 67. Измеряемые вели­чины при точении


Для определения скорости резания в уравнение подстав­ляют средний диаметр

При малых и средних глубинах резания в расчет прини­мают диаметр обрабатываемой детали.

Тремя главными плоскостями, которыми пользуются для определения составляющих усилия резания и углов резания, являются: первая главная плоскость в направлении продольной подачи, вторая главная плоскость в направлении поперечной подачи и нап­равлении резания и третья главная плоскость, перпендикулярная двум предыдущим. Параллельно третьей главной плоскости лежит опорная поверхность токарного резца.

На обрабатываемой детали различают обрабаты­ваемую поверхность (поверхность, которая уда­ляется в результате обработки), обработанную поверх­ность (поверхность, получающуюся в результате реза­ния) и поверхность резания (поверхность, обра­зующуюся непосредственно под режущей кромкой ин­струмента) .

Углы и поверхности резца

Углы резца выбирают в зависимости от характера процесса резания. При изготовлении режущих инстру­ментов руководствуются определенными значениями уг­лов резца. Точное определение углов сопряжено с труд­ностями, так как величина углов не должна зависеть от положения инструмента относительно обрабатываемой детали. В большинстве промышленных стран на резцы

Рис. 68. Углы н поверхности токарного резца по стандарту ДИН 768:

1 — передняя поверхность; 2 — поверхность резания; 3 — задняя поверхность вспомогательной режущей кромки; 4 — рабочая поверхность; 5—угол наклона Я,; 6 — задняя поверхность главной режущей кромки

Существуют стандарты, определяющие посредством из­мерительных плоскостей или системы координат положе­ние главной режущей кромки и передней поверхности. В немецких стандартах ДИН 768 и 6581 (1960 г.) углы ре­жущей кромки определяются при помощи условных пло­скостей, образующихся из направлений движения при резании (см. рис, 66) [26, 27]. Резец имеет (рис. 68) главную режущую кромку (непосредственно участвующую в процессе резания) и вспомогатель­ную режущую кромку (примыкающую к закруг­лению при вершине и способствующую отделению струж­ки от обрабатываемой поверхности в зависимости от радиуса закругления и толщины среза). Различают так­же переднюю поверхность резца, по которой сходит стружка, и заднюю поверхность (главной и вспомогательной режущей кромки), обращенную к по­верхности резания или обработанной поверхности де­тали.

На инструменте различают следующие углы.

Задний угол а-—угол между поверхностью реза­ния и задней поверхностью резца. В случае твердосплав­ных инструментов этот угол должен быть по возможно­сти малым для обеспечения хорошей опоры. Однако слишком малый угол (в зависимости от обрабатываемого материала) увеличивает трение. Как правило, угол а равен 4—5° при обработке стали, 6—8° — мягких метал­лов и 10—15° — меди.

Передний угол у — угол между перпендикуля­ром на поверхность резания и передней поверхностью резца. Чем больше передний угол, тем легче отделяется стружка от обрабатываемой детали. Однако из-за опас­ности выкрашивания (что зависит как от обрабатывае­мого, так и от режущего материала) величина угла не должна превышать определенного значения. При обра­ботке меди и мягкой стали твердыми сплавами угол у составляет 20—18°; при обработке легких металлов он может быть еще больше. С увеличением твердости обра­батываемого материала угол у уменьшают. Для обработ­ки особо твердой стали и материалов очень высокой прочности с успехом применяют даже отрицатель­ный передний угол. Чем больше а и особенно у. тем меньше заключенный между ними угол за­острения |3 и тем больше опасность разрушения режу­щей кромки. Поэтому для твердого сплава, который яв­ляется относительно хрупким материалом, углы а и Y должны быть по возможности малыми, особенно при прерывистом резании твердых материалов; необходимой предпосылкой для этого является, конечно, достаточная мощность станка. При отрицательном переднем угле у угол заострения превышает 90° и режущая кромка под­вергается в основном сжимающей нагрузке (рис. 69) [12].

Угол установки к—угол между первой глав­ной плоскостью и проекцией режущей кромки на третью главную плоскость. Он определяет толщину среза h и активную часть режущей кромки и влияет на сопротив­ление резанию и плавность процесса резания. Как пра­вило, угол х равен 30—60°. Чем больше склонность об­рабатываемой детали к вибрации, тем большим должен быть угол установки. У подрезного токарного резца он составляет 90, у широких чистовых резцов 0°.

Угол наклона Я—угол наклона главной режу­щей кромки к третьей главной плоскости. Если режущая кромка опускается к вершине, угол Я положительный. Для твердосплавных инструментов угол наклона имеет

А

Рис. 69. Нагрузка на ре — Рис 70. Режущая кромка с различ-

Жущую кромку при по — ным углом наклона X:

Ложительном и отрица — й—Я<о°; Б-X- о°- SA= >оэ тельном переднем угле

Большое значение. У сравнительно хрупких твердых сплавов следует избегать нагрузки на вершину режущей кромки, возникающей в начале резания, особенно при прерывистом резании. Если вершина режущей кромки является самой низкой точкой главной режущей кромки и угол X является положительным (рис. 70), опасность выкрашивания уменьшается. Однако при больших углах наклона требуются большие усилия резания. Наиболее надежный радиус закругления вершины резца г равен коэффициенту 2,5, умноженному на величину подачи; он применяется в том случае, если не требуется меньший радиус при обработке нежестких деталей или больший радиус при чистовой обработке для достижения высокой чистоты поверхности.

В книге не рассматриваются обозначения углов реза­ния по американским стандартам. Однако необходимо отметить, что в работе Крекелера [12] имеются формулы и графики для пересчета углов, принятых в американских стандартах в соответствии с немецкими стандартами [28].

Стружка

Поверхность стружки, лежащая в воображаемой пло­скости, перпендикулярной к направлению резания и про­ходящей через вершину резца, называется сечением среза F:

F — Hb,

Где h—толщина среза;

B—ширина среза (см. рис.67).

Рис. 71. Формы сечения среза

Практически сечение среза является произведением по­дачи на глубину резания:

F — as.

При одинаковой подаче и одной и той же глубине ре­зания форма сечения среза различна (рис. 71) и зависит от угла установки к или от формы режущей кромки (прямая или изогнутая). От формы сечения среза зави­сит не только удельное давление резания, но и стойкость инструмента.

Лайензеттер [5] предлагает рассматривать форму се­чения среза, площадь которого выражена теоретическим сечением среза as, по отношению к длине захвата I (рис. 72). Для этой цели он вводит коэффициент резания,

Равный — , и рассматривает величину, обратную этому коэффициенту, как толщину среза in:

Таким образом, m является принятой толщиной среза площадью as по длине захвата I. Величина m всегда малых скоростях резания и непосредственное наблюде­ние за процессом резания с помощью скоростной кино­съемки позволяют объяснить процесс стружкообразова­ние следующим образом.

Вначале режущая кромка инструмента во все возра­стающей мере деформирует поверхность обрабатываемой детали. При дальнейшем повышении давления возника­ют нагрузки, при которых разрушается структура. Отде­ленные частицы материалов в виде стружки начинают перемещаться вдоль передней поверхности резца, при этом они подвергаются срезающим напряжениям, в ре­зультате чего в определенных плоскостях скольжения полностью или частично разрушается связность стружки. Отдельные фазы этого периодически повторяющегося процесса сопровождаются изменениями давления реза­ния, за которыми можно проследить при резании с очень низкими скоростями. При очень высоких скоростях реза­ния изменения сопротивления следуют одно за другим так быстро, что измерению они уже не поддаются. Одна­ко это выражается в виде более или менее сильной виб­рации в процессе резания.

Рис. 72. Толщина среза:

Меньше величины s. Длина захвата / зависит от глуби­ны резания, угла установки и радиуса закругления вер­шины. Чем больше толщина стружки, тем меньше длина активной части режущей кромки и тем меньше стой­кость.

Сопротивление резанию

А — глубина резания; / — длииа Стружкообразование

Измерения колебаний давления резания при очень

Захвата; M — толщина среза; S — подача

Срезание отдельных частиц стружки происходит у различных материалов по-разному в зависимости от пре­дела прочности при растяжении, относительного удлине­ния и твердости материала. У хрупких материалов (чу­гун) стружка полностью отламывается; образуется ко­роткая стружка надлома. У вязких материалов (сталь) образуется длинная сливная стружка, но и в этом случае заметна деформация, которую можно наблюдать по изменению сечения среза. При обработке мягких и вязких материалов резцом с отрицательным передним углом образуется стружка надлома. Короткую стружку получают и при обработке вязких материалов режущей кромкой специального выполнения (со струж — коломающим уступом) [29, 30].

Форма стружки зависит не только от материала, но и от других факторов, в частности от углов режущей кром­ки, глубины резания, подачи, скорости резания и т. д. Многочисленным исследованиям взаимосвязи этих фак­торов посвящена специальная литература [12, 18].

Для деформации стружки необходима затрата опре­деленной работы, которая тем больше, чем сильнее де­формация [31]. Образование стружки надлома у вязких материалов обусловливает поэтому большую нагрузку на инструмент; требуются большие усилия резания и затрата энергии. Между деформацией стружки и каче­ством поверхности обрабатываемой детали существует зависимость. Значительно сильнее стружка деформиру­ется при низких скоростях резания, так как деформи­руются отдельные кристаллиты, вырываемые из мате­риала, и поверхность детали становится шероховатой и чешуйчатой. При высоких скоростях резания, применяе­мых для твердых сплавов, кристаллиты отделяются ре­жущей кромкой без существенной деформации. Поверх­ность резания и обрабатываемая поверхность детали при этом очень гладкие, что свидетельствует о целесообраз­ности применения твердого сплава [31, 32].

Характерным явлением при резании металлов, в ча­стности стали, является упрочнение обрабатываемой де­тали, а также и стружки вследствие срезающих напря­жений. По данным Мерчанта [33], твердость поверх­ности обрабатываемой детали (в зависимости от вида материала) в 1,5—2,5 раза, а твердость стружки в три раза выше первоначальной твердости. У хрупких мате­риалов (чугун) твердость почти не повышается. Трение стружки и обрабатываемой детали об инструмент также влияет на усилие резания.

Таким образом, при резании необходимо преодолеть следующие усилия: сопротивление резанию, т. е. сопро­тивление материала отделению от него частиц; сопро­тивление деформации, т. е. сопротивление снятого и об­рабатываемого материала изменению формы (упругая и пластическая деформация обрабатываемой детали и стружки); сопротивление трению, обусловленное трени­ем стружки и обрабатываемой детали об инструмент. Большая часть работы резания уходит на преодоление сопротивления деформации; так, при резании чугуна на это затрачивается 50%, а при резании стали 75% об­щей работы. На сопротивление резанию расходуется 35% общей работы при обработке чугуна и 15% при обработке стали. Остающаяся часть общей работы тра­тится на преодоление сопротивления трению.

Образование нароста на режущей кромке

При резании мягких и вязких материалов на режу­щей кромке инструмента нередко скапливаются частицы обрабатываемого материала (рис. 73) [34—36]. Так на­

Рис. 73. Образование нароста на режущей кромке

Зываемый нарост на режущей кромке в процессе рабо­ты увеличивается и затем частично или полностью от­рывается и уносится со стружкой; при этом иногда вы­рываются и частицы режущей кромки, а на лезвии снова образуется нарост. Происходит периодическое образова­ние и удаление нароста. Следствием этого непрерывного процесса, отдельные фазы которого длятся лишь доли секунды, является износ режущей кромки, приводящий к ее разрушению. В связи с этим следует отметить ха­рактерное явление износа по передней поверхности рез­ца при обработке стали — так называемое лункообра — зование, являющееся следствием процесса приварива­ния. Тэйлор объяснял образование нароста скоплением мельчайших частиц материала, которые привариваются к лезвию в процессе резания под действием давления и относительно высокой температуры. Давиль [37, 38] подтвердил это предположение интересными исследова­ниями. Образцы из обрабатываемого и режущего мате­риала (твердые сплавы WC—Со и WC—TiC—Со), по­верхность которых была очень тщательно отшлифована и отполирована, спрессовывали под определенным дав­лением в течение некоторого времени при повышающей­ся температуре. При этом определяли сначала мини­мальную температуру, требующуюся для приварива­ния образцов, так называемую температуру «схватыва­ния». Ниже приведена температура схватывания (прива­ривания) для исследованных пар разных материалов [29].

Температура прива — Металлы и сплавы ривания, "С

Сталь прочностью 60 кГ/мм2-.

TOC \o "1-3" \h \z WC 1000

WC+ 0,5% Со 900

WC+ 1 % Со 775

WC + 5% Со 625

WC + 20°/o Со 625

Со 550

WC+15%TiC + 5%Co 775

TiC 1000

Быстрорежущая сталь 575

Сталь прочностью 110 кГ/мм2:

WC 1050

WC+0,5% Со 900

WC +1 % Со 800

WC+5% Со 750

Со 750

WC + 15%TiC + 5%Co 850

TiC 1150

Серый чугун твердостью 200 кГ/мм2:

WC+5% Со 700

WC + 15%TiC+5%Co 825

Затем определяли прочность сцепления пар материа­лов при повышающейся температуре. В табл. 54 и на

Прочность шва твердый сппав — стапь в зависимости от температуры приваривания (нагрузка 2,2 кГ/мм2, время 20 мин)

Температура приваривания, 0C

Предел прочности при растяжении шва, кГ/мм2

Твердый сплав WC-Co (95/5) (Gl)

Твердый сплав WC-TiC-Co (80/15/5) (Si)

Сталь 40*

Сталь 120*

Сталь 40*

Сталь 120*

625

0,2

650

0,5

675

1,2

—.

0,01

700

2,2

0,01

0,05

725

3,6

0,01

0,6

750

4,1

0,1

0,5

775

1,1

0,7

800

0,7

0,7

0,1

825

1,0

1,2

0,01

850

4,8

1,5

0,5

875

3,5

1,6

1,1

900

5,2

1,9

0,4

925

5,2

1,3

950

6,2

0,8

1000

7,2

_____

_____

1075

0,7

* Предел прочности прн растяжении 40 и 120 кГ/мм2.

Твердосплавной режущей кромки в результате привари­вания) показывают превосходство сплавов WC—TiC—Со перед сплавами WC—Со при резании стали.

Характерной особенностью явления износа в резуль­тате наростообразования при резании некоторых мате­риалов является то, что он возникает в определенном диапазоне скоростей резания (большей частью при низ­ких скоростях реза­ния) и затем при пере­ходе определенной гра­ницы снова исчезает. Это можно объяснить тем, что при высоких скоростях резания тре­ние между резцом (пе­редней поверхностью) и стружкой умень­шается и изменяется структура стружки вследствие рекристал­лизации и упрочнения; при определенных ус­ловиях происходит не­большое поверхност­ное окисление. Про­должительность сопри­косновения стружки с резцом также сокра­щается при увеличе­нии скорости резания. Все эти факторы в ка- кой-то степени препят­ствуют образованию нароста. Стружка действует на резец как твердое тело и изнашивает его, образуя на передней поверхности резца углубление.

650 750 650 950 TsnnepamypaX

Рис. 74. Прочность шва в зависи­мости от температуры приварива­ния (нагрузка 2,2 кГ/мм2, 20Мин):

1 — твердый сплав Gl — сталь 40; 2 — твердый сплав Sl — сталь 40; 3 — твер­дый сплав Gl — сталь 120; 4 — твердый сплав Si—сталь 120

Раньше полагали, что нарост должен благоприятно сказываться на сроке службы режущей кромки, предох­раняя ее от износа вследствие истирания и действия тем­пературы. Однако исследования в частности твердого сплава показали обратное. Нарост приводит к неплав­ной работе инструмента (что значительно ухудшает ка­чество поверхности обрабатываемой детали), к нерав-

Номбрности подачи и прежде всего к преждевременному разрушению режущей кромки. При обработке твердыми сплавами образование нароста связано большей частью с неправильным выбором скорости резания —- слишком низкой скоростью. Срок службы режущей кромки при этом сокращается из-за ее выкрашивания в результа­те отрыва наростов.

Минералокерамические режущие пластинки по по­нятным причинам не склонны к образованию наростов.

Усилия резания

Сопротивление, оказываемое обрабатываемым мате­риалом отделению и деформированию стружки (включая трение), обычно называют сопротивлением резанию. Оно выражается в действующей на резец силе Р, ко­торую при обычном продольном точении можно разло­жить на три составляющие (см. рис. 66). Главная си­ла резания Рн, действующая в направлении главного движения резания, лежит на линии пересечения первой и второй главных плоскостей. Усилие подачи Pv явля­ется осевой силой в горизонтальной плоскости, дейст­вующей как сопротивление подаче и лежащей на линии пересечения первой и третьей главных плоскостей. Уси­лие отжима резца Ps является радиальной’силой в горизонтальной плоскости, лежащей на линии пересече­ния второй и третьей главных плоскостей.

Соотношение между составляющими Pfft Pv и Р, не является постоянным и зависит от формы режущей кромки и ее положения, а также от сечения среза и на­правления резания. Необходимо знать соотношение сил при резании, так как этим определяется нагрузка па отдельные узлы станка, т. е. его конструкция.

Равнодействующая сила резания P изменяется в процессе образования стружки, что может привести к нежелательной вибрации во время обработки. При вы­соких скоростях и правильно выбранных углах резания колебания незначительны, если станок не перегружен, а инструмент и обрабатываемая деталь достаточно же­стки и хорошо закреплены.

Величина силы P и ее разложение на отдельные со­ставляющие зависят от обрабатываемого материала и режимов резания. Любой материал в зависимости от свойств оказывает на режущую кромку определенное давление — давление резания (усилие резания). При постоянных режимах резания каждый материал харак­теризуется определенным давлением резания; отнесен­ное к 1 мм2 площади поперечного сечения оно дает удельное давление резания ^s[39, 40]. Поскольку глав­ное усилие резания имеет решающее значение [в то вре­мя как сила подачи Pv и сила отжима резца Ps оказы­вают лишь незначительное влияние (до—0,1) на общее усилие резания и практически могут быть опущены], оно является, как правило, общим усилием резания, т. е. РН = Р. Для стружки площадью F общее усилие резания

Р (кг) = F (мм2)-ks (KF1MM2).

Удельное давление резания ks не является, однако, постоянной величиной для данного материала; оно за­висит от режимов резания и особенно от формы струж­ки, формы сечения стружки, углов резания, смазки, тем­пературы и т. д. Даже при постоянном значении этих ве­личин и определении так называемого «коэффициента резания» остается еще зависимость от скорости резания и состояния режущей кромки. Вполне понятно, что при таких условиях трудно получить согласующиеся вели­чины, и поэтому литературные данные об удельном уси­лии резания имеют значительные отклонения.

Определение усилий резания в зависимости от раз­личных (рассматриваемых ниже) факторов имеет осо­бое значение при использовании твердых сплавов, позволяющих применять такие скорости резания, кото­рые создают высокие усилия резания. Для преодоления этих усилий станок должен подвергаться предельным нагрузкам. Поэтому при конструировании обрабатываю­щих станков и инструментов для твердого сплава не­обходимо знание величин отдельных составляющих уси­лия резания.

Для практического определения усилия резания раз­работано большое количество механических, гидравли­ческих, пневматических и электрических приборов, из которых наибольшее распространение имеет индуктив­ный прибор Шалльброха и !Баумана [41].

Влияние различных факторов на давление резания

Влияние прочности обрабатываемого материала. Из сказанного о процессе стружкообразовання следует, что удельное усилие резания тесно связано с прочностью и твердостью обрабатываемого материала. Тем не менее расчеты на основе этих данных о прочности вызывают


WO

Рис. 75. Зависимость усилия резания при точении твердым сплавом S2 от величины переднего угла. Обрабатываемый ма­териал—сталь St 70.11, сечение среза aXs=4,5X0,47=2,1 мм2, Скорость резания v = 140—160 м/мин:

V S ЬОО

700

N 600 I

< 500 J"

300

200

Г

У

S

У

3

.

У

У

2

\

И


1 — главная сила резания Ps; 2 — удельное давление резания ks\ 3 — сила подачи Р_; 4 — енла отжима резца Pt

Большие трудности; формулы же, полученные эмпири­ческим путем, в частности уравнение Кроненберга [4] для чугуна и стали, могут служить лишь для ориентировоч­ных расчетов.

Влияние углов резания. Углы резания, особенно а, Y и х, оказывают большое влияние на величину уси­лия резания, причем форма инструмента, при которой усилие резания наименьшее, не всегда является на­илучшей (см. раздел об отрицательном переднем угле).

Увеличение заднего угла а способствует уменьше­нию усилия резания, однако при использовании твердо­го сплава нельзя переходить определенную границу из-за опасности поломки режущего лезвия. Большой пе­редний угол у также оказывает благоприятное влияние на усилие резания. Поскольку увеличение углов а и у приводит к уменьшению угла заострения р и увеличи­вает опасность выкрашивания заостренного лезвия, для твердого сплава выбирают по возможности большой угол р; в особо трудных случаях он должен быть боль­ше 90°, т. е. нужно применять отрицательный передний угол. При этом, согласно Паличу [42] (рис. 75), сильно увеличивается усилие резания, что приводит к значитель­ному повышению потребной мощности станка и теплооб­разованию на лезвии. Однако для твердосплавного рез­ца, обладающего очень высокой жаропрочностью, это не является недостатком, так как режущая кромка при отрицательном переднем угле в большинстве случаев подвергается сжимающей нагрузке. О работе инстру­ментов с отрицательным передним углом сообщается в обширной литературе [7,43—49].

С увеличением угла установки х давление резания сначала снижается, достигая минимального значения, а затем снова возрастает. Лучший угол установки при обработке стали составляет 45°, при обработке чугуна 60°. Изогнутое лезвие и большой радиус закругления вершины с относительно большой длиной захвата обус­лавливают большую деформацию стружки и, следова­тельно, высокое удельное усилие резания.

Влияние сечения среза. Общее усилие резания возра­стает (при соблюдении одинаковых углов резца и прак­тически одинаковых условий обработки) почти линейно с увеличением сечения среза. Удельное усилие резания, напротив, сильно увеличивается с уменьшением сечения среза, так как при малом сечении стружки затрачивает­ся относительно большая работа на ее образование. В двойной логарифмической системе координат зависи­мость удельного усилия резания от сечения стружки для различных материалов выражается прямой (рис. 76).

Удельное давление резания зависит также от формы стружки. При увеличении толщины стружки h оно умень­шается медленнее, чем происходит это увеличение; при увеличении ширины стружки b оно возрастает почти про — йорционально. Таким образом, удельное усилие резания зависит от глубины резания — с увеличением подачи оно уменьшается.

Влияние скорости резания. Скорости резания, приме­няемые при обработке быстрорежущими сталями, не влияют на удельное усилие резания. При повышении скорости резания до ~ 100 м/мин (что вполне возможно для твердосплавных резцов) усилие резания уменьшает-

Рис. 76. Зависимость удельного давления ре­зания Ks от сечения среза при обработке раз­личных материалов твердыми сплавами (и = = 100 м/мин, a :s = 5:1, сухое резание):

/ — сталь St90; 2 — сталь St50; 3 — Ge26; 4 — Ms58; 5 —Al—Cu-Mg; 6 — Zn—CU4A; 7 — 6Mg—Al-Zn; 8 — слоистая древесина; 9 — слоистый пластик на тка­невой основе

Ся в большей или меньшей степени в зависимости от об­рабатываемого материала и при дальнейшем увеличении скорости резания остается постоянным.

Влияние смазки. Усилие резания можно уменьшить, применяя соответствующие смазочные жидкости. Так, удельное давление резания снижается на 5—10% при применении эмульгированного минерального масла и до 20% при использовании растительного масла.

Влияние температуры. При так называемом «го­рячем резании», когда обрабатываемую деталь сильно нагревают (различный индукционный или электродуго­вой нагрев, а также применение сварочной горелки), на преодоление сопротивления отделению и деформации стружки требуется меньшее усилие, поскольку с повы­шением температуры прочность и твердость всех мате­риалов уменьшаются [50—56]. Повышение твердости в результате деформации обрабатываемой детали и стружки произойти не может. Поэтому усилие резания, как показали последние исследования, существенно уменьшается (при условии, что режущая кромка, кото­рая находится в таких же условиях, как и обрабатывае­мый материал, способна выдержать температурные на­грузки). Поскольку твердый сплав обладает очень вы­сокими жаропрочностью и горячей твердостью, резание обрабатываемой детали в нагретом состоянии очень перспективно [57—59]. По этим же соображениям, в на­стоящее время особый интерес представляет горячее резание минералокерамическим инструментом.

Температура резания

Как уже говорилось выше, температура играет ре­шающую роль при образовании нароста на поверхности резца и износе лезвия. Для стальных инструментов, у которых с повышением температуры прочность и твер­дость уменьшаются, температура резания вообще имеет основное значение. Критический диапазон температур при применении твердосплавных инструментов (в резуль­тате высоких «горячей» твердости и прочности металло — керамических твердых сплавов) лежит значительно вы­ше, чем у быстрорежущей и тем более углеродистой сталей. Тем не менее выяснение причин теплообразования на лезвии и определение температуры резания имеет очень большое значение с точки зрения их влияния на стой­кость твердосплавных инструментов.

Распределение теплоты и определение температуры резания

F

Энергия, затрачиваемая на обработку материала, почти полностью преобразуется в теплоту. В соответст­вии с затратой работы при резании, образующуюся теплоту можно подразделить на теплоту стружкообразо- еания, теплоту деформации и теплоту трения, На рис. 77 [49, 50, 55, 60—62] показано, как распределяется образующаяся теплота на обрабатываемую деталь, ин­струмент и стружку. Такое распределение бывает лишь при нормальных режимах обработки; при неблагоприят­ном выборе режима (неправильные углы резания и сече­ния стружки) или при тупом резце сопротивление ре­занию увеличивает­ся при одновремен­ном повышении тем­пературы, причем на инструмент и на обрабатываемую де­таль приходится большая доля теп­лоты.

Рис. 77. Распределение теплоты, обра­зующейся при резании, в зависимости от скорости резания:

/ — в обрабатываемой детали; 2 — в инстру­менте; 3 — в стружке

Нагрузка на ин­струмент связана не только с общим ко­личеством теплоты, но и с ее распреде­лением. Несомнен­но, что стойкость инструмента зави­сит от той темпера­туры, которая разви­вается после уста­новления равновесия в наиболее нагруженной области инструмента, т. е. в зоне контакта режущей кромки с об­рабатываемой деталью. Эта температура —так называе­мая «температура резания» (зависящая от количества образовавшейся теплоты, теплопроводности инструмен­та, детали и стружки, величины теплопроводящего се­чения, теплового излучения, искусственного охлаждения и т. д.), как уже указывалось выше, имеет решающее значение для процесса резания и работоспособности ин­струмента. Вопросу определения температуры резания посвящены многочисленные исследования с использова­нием калориметрических и термоэлектрических спосо­бов, методов теплового излучения, а также метода по­крытия резца специальными красками. Установки и методы для определения температур резания описаны в книге Ланга [13], а также в специальной литературе [44, 63].

/ — 5=0,4; 2 — .1=0,2; 3 — 5=0,1

O^ 800

Ш

С коросте резания к л/мин

Рис. 78. Влияние скорости резания и подачи на температуру резания стали твердыми сплавами:

F

Факторы, влияющие на температуру резания

Режимы резания. Температура резания всех материа­лов повышается с увеличением скорости резания, глу­бины резания и подачи. Эта зависимость выражается при резании стали более четко, чем при обработке чугу­на; при этом наибольшее влияние оказывает скорость резания, затем сле­дует подача; глуби­на резания влияет лишь незначитель­но. При анализе удельного усилия резания установле­но, что для дости­жения большей про­изводительности це­лесообразнее полу­чать толстую струж­ку, т. е. давать боль­шую подачу. С точ­ки зрения тепловой нагрузки лезвия лучше тонкая стру­жка, т. е. большая глубина резания и малая подача. По­скольку температура резания оказывает решающее влияние на стойкость, рекомендуется применять малую ; подачу и большую глубину резания. I. Кремер 1 установил, что при обработке стали твер — > дыми сплавами на высоких скоростях резания (50— 500 м/мин) температура резания повышается значитель­но медленнее, чем при низких скоростях при условии, конечно, что в последнем случае на качество измерений не будет влиять наростообразование на передней по­верхности резца (рис. 78). Как уже указывалось выше, с увеличением скорости резания уменьшается дефор­мация материала и стружки; кристаллиты обрабатывае­мого материала не вырываются, а разрезаются, благо­даря чему уменьшается потребное усилие, а следователь­но, и теплообразование.

Обрабатываемый материал. При резании различных материалов развивается и различная температура. Чем прочнее материал, тем больше сопротивление резанию и теплообразование. Так, например, при обработке стали и чугуна возникает значительно более высокая темпе­ратура, чем при обработке цветных и легких металлов. В свою очередь при резани стали развивается более вы­сокая температура, чем при резании чугуна. Однако это нельзя объяснить различными удельными усилиями реза­ния. Во всяком случае, тепловая нагрузка на лезвие при обработке чугуна ниже, чем при обработке стали. Это можно объяснить тем, что для нагрузки лезвия решаю­щим является не абсолютное количество тепла, а доля его от общего количества теплоты, приходящаяся на нагрев резца, что определяется режимом обработки и стружкообразованием. Витая стальная стружка отделя­ется от резца не непосредственно за режущей кромкой, а скользит по передней поверхности, образуя спираль. В результате этого увеличивается не только поверхность соприкосновения между стружкой (в качестве основно­го носителя теплоты) и резцом, но и продолжительность контакта. В противоположность этому менее деформиро­ванная и значительно более холодная чугунная стружка сразу отделяется от резца и падает. Таким образом, по­верхность и продолжительность соприкосновения очень малы, а следовательно, и температура лезвия значитель­но ниже. Так как температурные кривые при обработке чугуна и стали изменяются совершенно по-разному, то и влияние подачи на скорость резания чугуна сказывает­ся в значительно меньшей степени.

Определенное значение’ имеют также теплопровод­ность и теплоемкость обрабатываемого материала; чем больше теплопроводность, тем быстрее отводится тепло­та от места ее возникновения; чем больше теплоемкость, тем большее количество теплоты раходуется на нагрев обрабатываемой детали и тем меньше нагревается ре­зец и стружка.

Обрабатывающий материал. Теплопроводность и теплоемкость инструмента влияют на температуру ре­зания таким же образом, как и соответствующие свойст­ва обрабатываемого материала. Теплопроводность твер­дых сплавов группы WC—Со (см. табл. 8) значительно выше теплопроводности быстрорежущей стали. Это благоприятно сказывается на обработке материалов, да­ющих стружку надлома, когда температурная нагрузка на лезвие не очень большая. В сравнении с быстрорежу­щей сталью твердые сплавы WC—TiC—Со для обработ­ки стали обладают (в зависимости от содержания TiC + TaC) примерно такой же или несколько меньшей тепло­проводностью. Однако этот недостаток, который мог бы сказаться на температуре резания, не существенен, так как режущие свойства твердых сплавов не подвержены влиянию температуры в такой степени, как сталь. То же справедливо и в отношении удельной теплоемкости твер­дых сплавов, которая значительно ниже удельной теп­лоемкости быстрорежущей стали.

Стойкость резца

Стойкость и ее определение

Под стойкостью режущего инструмента подразуме­вают отрезок времени, в течение которого заточенный режущий инструмент работает до затупления. Опыты по определению стойкости имеют важное значение для оценки обрабатываемости материала и выбора режуще­го материала и позволяют определить ориентировочные скорости резания для производственных условий [40, 64—66]. Таким образом, стойкость различных режущих материалов при обработке определенного материала и прочих равных условиях резания (этот случай интересен в первую очередь) характеризует пригодность этих режу­щих материалов для данного процесса резания. С дру­гой стороны, стойкость определенного инструмента при обработке различных материалов при прочих равных условиях резания характеризует обрабатываемость этих материалов [21, 24, 25, 67—72]. Путем применения пре­рывистого резания (некруглых, ребристых валов с паза­ми) условия испытания при определении стойкости мо­гут быть осложнены и приспособлены к условиям обра­ботки фрезерованием.

Практически стойкость режущего инструмента опре­деляют на опытах по точению или других видах резания; при постояннных режимах ступенчато повышают ско­рость резания и определяют время полного износа ре­жущей кромки. Износ быстрорежущей стали выявляет — ется в виде блестящей полосы на поверхности резания, образующейся в результате того, что затупившееся лез­вие не режет, а скользит по поверхности резания.

Зависимость стойкости от скорости резания может быть выражена кривыми, которые в системе двойных логарифмических координат превращаются в прямые линии (прямые T—v). Изменяя сечение среза, получают параллельные друг другу прямые линии, что дает воз­можность определить скорость резания при стойкости, обычно применяемой на практике, т. е. v6o, v^o и т. д. Для различных материалов, обрабатываемых одинако­вым инструментом, или для одинаковых материалов, об­рабатываемых различным режущим инструментом, по­лучают прямые линии стойкости с разным углом наклона.

Для построения прямых стойкости можно обойтись двумя точками, расположенными на возможно большем расстоянии друг от друга. Построение подлинных кри­вых T—V является продолжительной операцией. При резании твердым сплавом, т. е. материалом, обладаю­щим устойчивой структурой, как правило, не бывает внезапного выхода лезвия из строя; оно изнашивается медленно по задней (полоска износа) и по передней по­верхностям (лунка) резца одновременно. Поэтому для определения стойкости твердосплавного инструмента обычно применяют так называемый «метод износа лез­вия». При этом определяют увеличение ширины площад­ки износа на задней поверхности резца [27, 31, 32, 36, 73, 74]. Вначале износ прогрессирует быстро, затем все мед­леннее, и при построении графика в двойных логариф­мических координатах снова получают прямую линию (прямую В—Г’). Применяя разные скорости резания, получают параллельные прямые, с помощью которых можно определить очень важную для производства за­висимость износ-—стойкость (прямые Т’в—и при опре­деленной ширине площадки износа).

Для сокращения продолжительности испытаний па стойкость были предложены многочисленные методы кратковременных испытаний. Так, например, твердые сплавы испытывают до ширины площадки износа 0,1 мм и получают так называемые кривые T0,i—v. Измерение температуры резания, которое является относительно быстрой и простой операцией, также может быть исполь­зовано в качестве кратковременного метода. По кривым температура резания — скорость резания (кривые T—v) и температура резания — стойкость (кривые T—t), кото­рые в двойном логарифмическом масштабе являются прямыми линиями, можно построить кривые T—V.

Многочисленным другим методам определения стой­кости (при особом внимании к кратковременным мето­дам испытаний) посвящено систематическое исследова­ние Шалльброха и Бетмана [18].

Износ режущего инструмента и его причины

В процесе резания резец выходит из строя в результа­те затупления (конец периода стойкости), поломки (пол­ное разрушение режущей кромки или выкрашивание частиц режущего материала), размягчения (потеря твер­дости у стали и приваривание — явления, почти не на­блюдаемые у твердого сплава) и, наконец, в результате все увеличивающегося износа. Характер износа и его влияние на процесс резания могут быть различны.

На рис. 79 показаны разные виды износа токарного резца, которые могут проявляться раздельно или одно­временно [18]. При работе твердосплавным инструмен­том причиной выхода резца из строя является в первую очередь его износ. Задняя и передняя поверхности резца постепенно истираются до полного затупления. Тщатель­ное измерение ширины площадки износа свидетельствует [75] о скачкообразном увеличении износа (каскадный износ), которое можно объяснить изменениями, проис­ходящими в характерной для твердых сплавов струк­туре.

При обработке материалов, дающих сливную струж­ку (сталь), резец обычно изнашивается по задней по­верхности вследствие трения; износ по передней поверх­ности вследствие истирания происходит кратерообразно под влиянием очень нагретой, твердой, шероховатой и изогнутой стружки, причем за режущей кромкой образу­ется корытообразное углубление — так называемая «лунка». На рис. 80 показан износ по задней поверх­ности резца (площадка износа), а на рис. 81 —лунка на передней поверхности твердосплавного резца. При точе­нии глубина лунки увеличивается, причем ее край, на-

Рис. 79. Различные виды износа резца. Разрезы перпендикулярны к режущей кромке в плоскости N—N:

В и в..

Ветственно; S1

А

•смещение режущей кромки иа задней и передней по­

Верхностях соответственно; B^—ширина лунки на передней поверхности;

В,—ширина полки перед лункой; T — глубина лунки L а

А — износ по задней поверхности 3; Б — лункообразование; В— изиос по пе­редней поверхности; Г—изиос режущих кромок (округление кромок); 1 — износ вершины; 2 — косой износ вершины; 3 — граница износа

A-A

Рис. 80. Износ резца по задней и передней поверхностям:

¦ ширина площадки износа иа задней и передней поверхностях соот­ходившийся вначале на расстоянии — 1 мм за режущей кромкой, приближается к последней по мере резания (см. рис. 81). Поскольку одновременно изнашивается и задняя поверхность, полоска между режущей кромкой и краем лунки (так называемая «полка перед лункой») становится все уже, угол заострения уменьшается, что приводит к более или менее сильному выкрашива­нию режущей кромки, и резание становится невоз­можным.

?

Рис. 81. Нарастание износа режущей кромки твердосплавного резца:

/ — задняя поверхность; 2 — износ по задней поверх­ности; 3 — режущая кромка; 4 — разрушение; 5—лун­ка износа; 6 — передняя поверхность; 7 — твердый сплав

При определении стойкости твердых сплавов путем измерения износа резца в большинстве случаев опреде­ляют ширину площадки износа В на задней поверх­ности резца (см. рис. 80) с помощью измерительного микроскопа. Износ по передней поверхности, определе­ние которого можно было бы проводить путем измерения объема лунки, пока не применяется для количественной оценки [40, 76, 77].

Процесс и причины износа металлического режущего материала при обработке резанием очень сложны. У твердого сплава они связаны со свойствами обрабаты­ваемого материала и с характерными свойствами струк­туры самого режущего материала [21, 24, 25, 31, 36, 40, 60, 67—69, 71, 72, 74, 78—86]. В соответствии с описа­нием стружкообразования различают материалы, даю­щие короткую стружку надлома (чугун, цветные метал­лы, керамика, пластмассы и т. д.), и материалы, даю­щие сливную стружку (сталь).

У чугуна удельное сопротивление резанию относи­тельно мало, поэтому образуется небольшое количест­во тепла. Короткая стружка надлома отделяется от ма­териала и сразу спадает без длительного соприкасания с режущей кромкой. Поскольку в процессе резания стружка является основным носителем тепла, то при обработке чугуна вследствие небольшого теплообразо­вания и короткого времени соприкасания лишь с не­большой частью режущей кромки, тепловая нагрузка на режущую кромку не очень велика. Приваривания чугунной стружки, содержащей графит, к твердому сплаву под действием тепла и давления, т. е. наростооб — разования и лункообразования при высоких скоростях резания, как правило, не наблюдается. Однако чугунные стружка и деталь в большинстве случаев очень твер­ды и изнашивают инструмент путем истирания [87]. Кроме того, вследствие незначительного расширения чугуна общее давление резания концентрируется на очень малой поверхности лезвия; таким образом, возни­кающее местное давление может быть весьма значитель­ным и необходима большая прочность режущей кромки. Поэтому для обработки чугуна пригодны лишь очень твердые и достаточно вязкие с хорошей теплопровод­ностью твердые сплавы высокой износостойкости; этим требованиям и отвечают в первую очередь сплавы WC-Co.

О причинах износа твердых сплавов WC—Со суще­ствует несколько точек зрения. Согласно Давилю [88], твердые сплавы с содержанием Со менее 10% имеют связной карбидный скелет значительной прочности, за­полненный мягким и легкоплавким Со. Последний из­нашивается в первую очередь, карбидный скелет ослаб­ляется и начинает выкрашиваться в зависимости от его твердости и вязкости. Поскольку это явление носит, по-видимому, периодический характер, ширина площад­ки износа приобретает ступенчатую форму (каскадный износ). Согласно электронномикроскопическим исследо­ваниям Понса и его сотрудников [89], при абразивном износе на кристаллах WC появляются трещины, способ­ствующие их выкрашиванию.

Очень сильный износ по передней поверхности резца (WC—Со) при точении стали заставил Трента [36, 90] предположить, что здесь образуется жидкая фаза в виде тонкой пленки, которая быстро удаляется. С помощью экспериментов, аналогичных опытам Давиля [37, 38], автору удалось доказать, что между твердыми сплавами WC—Со и сталью при температуре 1300—1325° С обра­зуется жидкая фаза. Если в твердом сплаве присутству­ет TiC, температура повышается до 1350° С и выше. Не­сомненно, что в расплавлении поверхности важную роль играет и давление.

При обработке стали удельное сопротивление реза­нию в 2—3 раза выше, чем при обработке чугуна, и, следовательно, образуется значительно большее количе­ство тепла. Длинная сливная стружка сходит по перед­ней поверхности резца, причем поверхность соприкаса­ния с режущей кромкой большая и время относительно продолжительное. При этом стружка существенно де­формируется, что также способствует теплообразова­нию. Все эти факторы создают значительную термо­нагрузку на режущую кромку ( в отношении ее окалино — стойкости и жаропрочности), более высокую, чем при обработке чугуна.

При низких скоростях резания в результате высокой температуры, значительного давления и относительно продолжительного соприкасания стружки с режущей кромкой образуются наросты, приводящие вследствие их периодического отрыва к более или менее сильному выкрашиванию. По мере увеличения скорости резания это явление постепенно исчезает и начинает образовы­ваться лунка [91].

В связи с тем, что износ при обработке стали большей частью является следствием взаимодействия поверхно­стных сил между инструментом, стружкой и обрабаты­ваемой деталью (экспериментально это можно доказать опытами по Давилю путем определения «температуры приваривания» или прочности сварного шва), склонность к привариванию можно уменьшить при правильном вы­боре соответствующих легирующих добавок. Это замед­ляет образование нароста, лунки и износа по задней поверхности. Наилучшее действие оказывают добавки TiC и TaC и отчасти NbC, ZrC и HfC. Эти карбиды метал­лов образуют устойчивые и прочные окислы. Поэтому в на­стоящее время для обработки стали применяют твердые сплавы WC-TiC-Co и WC-TiC-TaC(NbC)-Co.

Причиной износа твердых сплавов WC—TiC—Со, так же как и сплавов WC—Со, является, по мнению Трента [36, 90], образование под действием температуры и дав­ления тонких пленок жидких фаз. Эти пленки быстро удаляются в результате механического воздействия. Различие между обеими марками твердого сплава со­стоит в том, что сплавы WC—TiC—Со образуют со сталью жидкую фазу лишь при температуре 1350° С и выше. Это подтверждено экспериментально опытами, аналогичными опытам Давиля, и объясняется характер­ным поведением WC—TiC-твердого раствора в подоб­ных марках твердого сплава. Если присутствует струк­турно свободный WC, то появляются более легкоплавкие фазы, как и в сплавах WC—-Со. Наблюдаемая зависи­мость износа по перед­ней поверхности от со­держания структурно свободного WC в твер­дых сплавах WC — TlC—Со подтвержда­ется и на практике. Замена карбида тита­на карбидами тантала, ниобия или гафния ни­чего не меняет.

По мнению Хинню — бера [92], наряду с ме­ханическим износом в результате истирания и приваривания зна­чительное влияние на износ оказывает окис­ление при высоких температурах. Как указывалось выше, ре­жущая кромка очень сильно нагревается при высоких скоростях резания материалов, дающих сливную

Во

50 40

30 20

1-Л

Г-»

>

\ >.

Vv \

З-’

Ч—-

Л——

—*————

I— \ 1

\

К

\

\ V

\\

Ч5

\

\

\

V-

30 TO 50 IOO 200 300 400500 Скорость резания г, м/мин

Рис. 82. Кривые стойкость — ско­рость резания для сплава L3 при резании стали CK 45 в различных атмосферах (передний угол Y= = +5°, угол наклона ^=+ 10°, задний угол а=+6°, сечение среза Axs=2×0,2 мм):

: ‘О

0,5

1 — азот; 2 — аргон; 3 — воздух; 4 — CO2;. 5 — кислород

Стружку. В этом слу­чае при температуре до 800° С у твердых сплавов WC—TiC—Со па воздухе в основном окисляются только кобальт и карбид вольфрама. При температурах выше 800° С начинается окисление твердо­го раствора, приводящее к повышенному износу по пе­редней поверхности. Действительно, при эксперименталь­ном точении в различных окисляющих и нейтральных атмосферах наблюдали определенное изменение стойко­сти (рис. 82) [71, 93—96].

Согласно исследованиям Хэенкампа [97, 98], вслед­ствие перепада температур между обрабатываемым ма­териалом п твердосплавным лезвием возникает термо­электрический ток, способствующий переносу материала и, следовательно, процессу износа. В результате термо­диффузии наблюдается довольно быстрый перенос уг­лерода, что приводит к обезуглероживанию за\ ней по­верхности резца и к образованию бедных по углероду фаз типа хрупкой т]-фазы.

Таким образом, при образовании сплава между об­рабатываемым материалом и твердым сплавом большую роль играют процессы диффузии. Вопросам диффузии между соприкасающимися парами пластинок WC (или твердый сплав) — сталь (или чугун) посвящены метал­лографические исследования Альтепверта [99]. При 800° С WC начинает взаимодействовать и при IOOO0C образуется двойной карбид. Карбиды же титана и тантала не реагируют до 1500° С. Диффузионный износ при реза­нии зависит от содержания углерода, причем это относит­ся как к растворению WC и диффундированию углерода в сталь, так и к диффундированию углерода из чугуна в твердый сплав. В результате такого разрыхления струк­туры твердого сплава создаются предпосылки для его из­носа. Наличие твердых растворов, содержащих TiC или TaC, не способствует растворению WC; их присутствие препятствует износу.

Опигц и его сотрудники [86] также установили, что окисные включения в сталях могут привести (вследствие раскисления сплавами кальций — кремний), к образова­нию препятствующего износу окисного слоя на токарных резцах с пластинами из твердого сплава, содержащего TiC. Таким образом, незначительные примеси в обраба­тываемом материале могут привести к разноречивым результатам при определении стойкости.

Процесс износа твердого сплава при резании являет­ся очень сложным. Большую роль при этом играют не только механические свойства режущего материала, по и химические реакции между ним и обрабатываемым ма­териалом. Многообразие обрабатываемых материалов и разнообразие операций по резанию требует большого дифференцирования химического состава и структуры твердых сплавов, что очень затрудняет международную стандартизацию и обозначение сплавов.

Факторы, влияющие на стойкость

Режимы резания. Кривые T—v, получаемые при опре­делении стойкости в зависимости от сечения среза, в системе двойных логарифмических координат представ­ляют собой ряд параллельных прямых (рис. 83). Мате­матически эти кривые соответствуют уравнению

¦tgp =

П

Alg T

TV^ С-

Где T — стойкость;

8090100 150 200 300 IOO 500600 Хкорость резаиия Hrl П/мин г

Рис. 83. Стойкость твердых сплавов при обработке стали S185 (кривые T—V)

SffiO50 70 WO 200 300 500 700 W Ю Спорости резания к, м/лин

V — скорость резания; п — тангенс угла наклона.

Рис. 84. Стойкость твердых сплавов при обработке алюми­ниевого сплава (/), стали St 80 (2) и Ge 22(3)

Величина п, определяющая наклон прямых, различна для разных материалов и колеблется от 4 до 15; при раз­личных видах обработки твердыми сплавами п составля­ет лишь 5—7 (рис. 84) [100].

На рис. 83 видно, как влияет скорость резания и се­чения среза на стойкость. При постоянном сечении сре­за повышение скорости резания сказывается иа сокра­щении стойкости. При постоянной скорости резания увеличение сечения среза сокращает стойкость. При дан­ной стойкости режущего лезвия каждой форме и каж­дому размеру среза соответствует совершенно опреде­ленная скорость резания, причем увеличение сечения среза требует лишь относительно небольшого снижения скорости резания, что имеет большое значение для эф­фективного резания.

Закономерность зависимости между скоростью ре­зания, сечением среза и стойкостью действительна, од­нако не для любой скорости резания и не для всякого сечения среза. При малых скоростях резания образуются наросты и ход кривой стойкости становится очень нерав­номерным. Для малых сечений среза также действитель­ны другие закономерности [101] (см. выше).

При скорости резания 150 м/мин и сечении среза IX 0,48 = 0,48 мм2 период стойкости составляет 200 мин\ при той же скорости резания и почти том же сечении сре­за 2X0,21=0,42 мм2 период стойкости равен 330 мин (см. рис. 83). Из этого следует важное для практической работы заключение, что при одинаковом сечении среза период стойкости тем больше, чем тоньше стружка, т. е. чем больше глубина резания и чем меньше подача [45]. Это можно объяснить тем, что при большей глубине ре­зания в работе находится большая длина режущей кром­ки, что способствует распределению тепла и трения на большей поверхности. Аналогичное влияние оказывают и другие мероприятия, способствующие удлинению ак­тивной части лезвия: уменьшение угла установки, увели­чение радиуса ‘закругления режущей кромки и т. д. По­этому при испытании на стойкость необходимо указы­вать не только площадь поперечного сечения, но и его форму. Зная «толщину дуги стружки» (термин введен Лайензеттером [5]), можно построить прямые т—vT (рис. 85). Из рис. 85 следует, что в случае тонкой струж­ки стойкость инструмента выше, чем в случае толстой стружки такого же сечения.

1000

20 40 6080100150200300 Скорость резания у, м/пин

Рис. 86. Стойкость твердых сплавов при резании стали: Sf 60 11

1—————- с охлаждением;

WC — Co

2 — то же. без

3 —

0.02

Охлаждения; с охлажде-

WC-TiC-Co нием; 4—то же, без охлажде­ния

В разделе о температуре резания указывалось, что тепловая нагрузка на лезвие при обработке стали зна­чительно больше, чем при обработке чугуна. Применяя охлаждение соответствующими жидкостями, можно по­высить производительность. В случае твердого сплава, который выдерживает существенно более высокую теп­ловую нагрузку, чем быстрорежущая сталь, это сказывается не столько на повышении скорости ре­зания, сколько на продлении периода стоикости до 200%- При этом охлаждающая жидкость оказывает не только охлаждающее действие, но и в качестве смазываю­щего вещества уменьшает трение. При обдирочном то­чении стали твердыми сплавами на мощных станках, когда тепловая нагрузка на лезвие находится на грани допустимой, охлаждение, особенно интенсивное, приво­дит к значительному повы­шению производительности [42, 48, 102—106] (рис. 86).

К о

- 0,5

0,3 \ 0,2

^ О-1

I 0,05 I 0,03

I

»

Ч J^

J

Ч

\

/

2

/

S

S

60 80 100 150 . 200 Скорость резания, м/мин

Рис. 85. Кривые m—vT для периодов стойкости 240 и 480 мин при обра­ботке стали St 85 твердыми спла­вами:

SiSS

1 — и,,0; 2 — Ulj80

Обрабатываемый материал и инструментальный ма­териал. Из изложенного следует, что при обработке раз­ных материалов одним и тем же режущим материалом положение прямых стойкости различно; это означает, что изнашивающее действие на режущий материал так­же должно быть различным. Особенно большое разли­чие наблюдается между чугуном, дающим стружку надлома, и сталью, дающей сливную стружку. Причины этого явления подробно изложены в разделах о струж — кообразовании и износе режущей кромки. Можно ска­зать только, что для обработки стали следует применять иные марки твердого сплава, чем для обработки чугу­на. Давиль [38] подробно исследовал эту проблему, обрабатывая сталь прочностью 55 кГ/мм2 твердыми сплавами WC-Co (95/5) и WC-TiC-Co (80/15/5). Его исследования применимы и для современных спла­вов WC—TiC—TaC(NbC)—Со. Кривые стойкости на рис. 87 показывают, что TiC-твердые сплавы значитель­но превосходят сплавы WC—Со (особенно в области вы-


5 Ю’ 2 5 т* 2 5 Скорость резония, п/пин

Рис. 87. Зависимость стойко­сти сплавов WC—Со и WC-TiC—Со от скорости ре­зания при обработке стали (Стп = 55 кГ/мм2, подача 0,63 мм/об, глубина резания 2,0 мм):

/ — притупление; 2 — образование лунки; 3 — притупление и лункооб — разовапие; 4 — выкрашивание

2

К:

2

5 5

/ H

2^

Pqi

5 /О2 2

Спорость резон и я, п/мин

Рис. 88. Зависимость стойкости сплавов WC— СО и WC-TiC-Co от скорости резания при обработке чугуна (серый чугун, 200 HB, подача 0,77 мм/об, глубина ре­зания 2,0 мм):

J 10′

1 — притупление Gl; 2—вы­крашивание Sl


Соких скоростей резания). Износ по передней поверхности у сплавов WC—TiC—Со значительно ниже, чем у спла­вов WC—Со, так как TiC препятствует привариванию. Более высокая производительность сплавов WC—Со при низких скоростях резания объясняется тем, что у спла­вов WC—TiC—Со появляются наросты и выкрашивания. Кривая стойкости для сплавов WC—TiC—Со характери­зуется максимумом [40, 71, 72, 101, 108]. Согласно по­следним исследованиям Давиля и Альтмайера [107], это связано с эффектом залечивания в структуре режущего материала.

Зависимость стойкости твердого сплава обеих марок


I

«5

§

§

- — — щ

Д

«о оа

S

5"

§

I

^>

—§

, ———————————————

N

-

Ft:

.1

SN

J4

________ -—

« I

Sf

U-I .1..

I I .1» I

^ S ^ ^ t^ t^

,si Ci ^ ^

^ Q Sl Si N5 ‘

«sj ^ «<a

« 00 S И

D И <0 в ч Sg

St

CLJSJ

«Sg

V

1

C^Н ? о!5 ь ,H а а U Са н .OO O-SO IO ^ О

C^ CL

J3 О

S S^

2 O0

^ SN U RJ

I

Ч>

Лео

0

OU

3 I VO I

1 О

Cu iZ, A1 О ь

A K-5.

M c « ^ Д ИОРО OOlN

Я я й°

И T; д я

? с н в-

S и о «

Ь 2 «

И ~ о

I

I

=C Й о ^

R^ ^ О — ‘ CQ Я ^

VO Си

Fr­

T^ CSI СО

Ee

Е — к

S

О S

З:

Со

СО

В = о м

Сп

CU

Ж CU

D — Я: CL

Сч

Л

Га га

S-

О ж

О

Cl S

О

S

Я

Л

CU

CU

CU

Е-

Я

I

HtW тшпошо



При обработке чугуна твердостью по Бриннелю 200 кГ/мм2 приведена на рис. 88. Сплавы WC—TiC—Со плохо переносят большую механическую нагрузку и вы­крашиваются при низких скоростях резания. Сплавы WC—Со обладают более высокой прочностью, а следо­вательно, и значительно большей стойкостью при об­

Работке чугуна на низких и средних скоростях реза­ния.

Ведя дальнейшую разработку этих двух групп твер­дых сплавов для обработки чугуна и стали, исследователи обстоятельно изучили влияние различного состава и ус­ловий изготовления твердых сплавов на их стойкость. Рапатц, Поллак и Холцбергер [68] исследовали влияние содержания кобальта и карбида титана на стойкость сплавов WC—TiC—Со при обработке стали (рис. 89 и

90). Сравнивались также аналогичные марки твердых сплавов разных изготовителей [49, 109—112]. Необходи­мо отметить, что при оценке результатов исследования следует учитывать небольшое различие в составе и ус­ловиях изготовления, которое может оказаться решаю­щим. Большую роль играет также обрабатываемый ма — терал. Так, например, Шауман [113] при резании стали одинакового состава и одинаковых механических свойств


О

0,2

OA

V—80n/fiuH

1•—

3___

— —

16

4 в 12 Со, % (по пассе)

Г6

К*

P

3 0

S й * ^

Ji 3

Г

С — вОн/нин

И

Г ? IOH/сек-

S5j

____

2_

———

3

.—- ——

4 S /2 Со, % (по Массе)


Рис. 92. Влияние TiC и TaC па стойкость сплавов в зависимо­сти от содержания кобальта. Обрабатываемый материал St 70.11; AXs = 2X0,46 мм2; A = 6°; Y=6°; х = 45°; T= 10 мин (при V = 10 м/мин износ по передней поверхности не опреде­ляли из-за сильного приваривания стружки): I- WC; 2 —10% TaC + WC; 3-10%TiC + WC

Одним и тем же твердым сплавом получил разные ре­зультаты по стойкости.

Балльхаузен [49] обстоятельно исследовал влияние содержания Со в сплавах WC—Со и WC—TiC—Со на производительность резцов при точении. На рис. 91 при­ведена пространственная диаграмма скоростей резания указанных сплавов: после 10 мин резания стали проч­ностью 85 кГ/мм2 ширина площадки износа составляла 0,15 мм. Из рис. 91 следует, что титанокарбидные твер­дые сплавы превосходят сплавы WC—Со при обработке стали.

Боосс [114] установил прямую зависимость износа по задней поверхности от содержания Со и дефицита С у твердых сплавов с 5—30% TiC.

Продолжая работы Балльхаузена по систематизации, Бойтель с сотрудниками [69, 115, 116] подробно иссле­довал вопросы производительности резания (характери­зуемой величиной площадки износа и глубиной лунки) с точки зрения стандарта ISO. Из рис. 92 следует, что при обработке стали сплавы WC—TiC—Со и WC—TaC—Со превосходят по производительности сплавы, не содер-

Средняя т’срдость f/УЗС, Кг/нмг

Рис. 93. Взаимосвязь твердости, износостойкости и вязкости твердых сплавов группы применения Р; скорость резания ув=0,3 м/мин-, обрабатывае­мый материал Ск 60, 7"= 10 мин, ах-?=2х0,46 мм2; А = 6°, у=6°, х=45°, г= 1,5 мм-.

/ — повышение вязкости; 2 — повышение скорости реза­ния или износостойкости

Жащие TiC или TaC. Зависимость предела прочности при изгибе, твердости и скорости резания от состава группы применения P (см. стр. 57) приведена на рис. 93, причем особенно характерным является противополож­ность направлений увеличения скорости резания и из­носостойкости, а также твердости и вязкости. В соответ­ствии с историческим развитием режущих материалов твердые сплавы с точки зрения производительности ре­зания занимают среднее положение между быстрорежу­щими сталями и окисной керамикой, что подтверждает­ся исследованиями по резанию чугуна и стали (рис. 94).

В случае применения очень вязких, но менее износо­стойких твердых сплавов группы К (см. стр. 57), произ­водительность быстрорежущей стали при обработке чу-


500 400

% 300 %

%200 V

1100

Л?!

Itf

%

60 * 00 ^ 50 S 40

~5Ю

470

Ж

300

Серий чугуь

Сталь

Дц 103

Ш -

В M


20

W

Рис. 94. Износостойкость быстрорежущей стали, твердого сплава и режущей керамики (ширина площадки износа B = 0,2 мм; T= 10 мин)

Гуиа почти вплотную приближается к производитель­ности твердых сплавов. Окисная же керамика значитель­но превосходит по допускаемым скоростям резания да­же высокоизносостойкие твердые сплавы. Примечатель­но, что при резании чугуна режущая керамика превос­ходит сплавы группы Р, применяемые для обработки стали. Объясняется это также характером износа. Из­нос твердых сплавов при обработке чугуна на очень высоких скоростях резания обусловливается не столько истиранием, сколько явлениями диффузии и связанными с ней последствиями. В случае режущей керамики на­блюдается обратное. Несмотря на это окисная керамика не вытесняет твердые сплавы, а лишь дополняет их при определенных операциях резания.

Условия экономичного резания

При выборе скорости резания руководствуются, со­гласно Хиршфельду [11], двумя критериями: либо мак­симальной производительностью за единицу времени, либо минимальной общей стоимостью обработки. Учи — . тывая стоимость машинной работы (заработная плата, ( энергия, амортизация и т. д.) и общую стоимость замены инструмента (смена инструмента, стоимость заточки, расход инструмента), получают следующее: эффективная стойкость должна быть тем выше, чем дороже инстру­мент, чем больше времени требуется на замену и заточ­ку, чем выше доля заработной платы за заточку и чем ниже заработная плата рабочего-станочника.

При выборе наиболее экономичных условий резания [19, 27, 45, 92, 117—124] эффективная стойкость не мо­жет быть одинаковой для всех предприятий и цехов и даже для всех станков одного и того же цеха. Если для замены инструмента необходимо продолжительное время, как например, при работе на автоматах, то следует придавать большее значение стойкости инст­румента. Особое значение это имеет при сложных и точных работах, когда после каждой замены одного из инструментов иногда приходится проверять и вновь ус­танавливать все другие инструменты. Поэтому при ра­боте на автоматах стойкость инструмента должна быть, как правило, в 2—3 раза выше стойкости инструмента для работы на обычных токарных станках.

Твердые сплавы и металлорежущие станки

Поскольку твердые сплавы допускают значительно более высокие скорости резания при больших сечениях среза, они требуют более мощных станков. В табл. 55 приведены скорости резания и потребные мощности при обработке сталей различной прочности твердыми сплава­ми и быстрорежущей сталью. При обработке материа­лов высокой прочности твердыми сплавами допускаемая скорость резания возрастает относительно быстрее, чем увеличивается потребная мощность. Данные о скоро­стях резания стали St 70.11 в зависимости от глубины резания и подачи приведены в табл. 56. Повышение скорости резания особенно велико при малых подачах

Скорость резания [у24о) при обработке стали St 70.11 твердыми сплавами и быстрорежущей сталью [125]

Средняя скорость резания и потребная мощность при обработке етапи [а=2 мм, s = 0,5 мм/об\

Обр

)батываемая сталь

Показатели

Режущий материал

-

St 50.11

St 60.11

St 70.11

St 85

Скорость резания,

162

128

М/мин...................

Твердый сплав

195

116

Быстрорежущая

26

21

15

13

Сталь

Увеличение скорости

Резания....

В 7,5

В 7,7

В 8,6

В 9

Потребляемая мощ­

Раза

Раза

Раза

Раза

Ность, кат....

Твердый сплав

7,6

7

6,4

6,3

Быстрорежущая

1,31

1,15

0,89

0,85

Сталь

В'6,1

Увеличение мощности

В 5,8

В 7,2

В 7,4

Раза

Раза

Раза

Раза

Таблица 56

Га

Режущий материал

Скорость резания (м/мин) при глубине резания, мм

<Ц «

У О R

Я?5 Я

П!

0,5

1

2

4

8

S «

Г1 я о О ж ал

0,1

Твердый сплав

310

300

285

В 9,5

0,16

Быстрорежущая сталь Твердый сплав

32,5 275

31,5 250

29,5 240

В 8,5

0,25

Быстрорежущая сталь Твердый сплав

32,5 260

30 225

28,5 200

185

Ра за В 7,5

0,5

Быстрорежущая сталь Твердый сплав

30,5

29 160

27,5 143

25 133

128

Раза В 6,0

1,0

Быстрорежущая сталь Твердый сплав

=

27

25 110

23 101

20 98

В 5,6

Быстрорежущая сталь

20,5

18

16

Раза

(чистовая обработка). Чем больше работа принимает характер обдирки (примерное сечение среза 2 мм2 и больше), тем относительно меньше повышается произ­водительность. Тем не менее мощность старых станков для обдирочных работ недостаточна для использования всех преимуществ твердых сплавов.

Сечение среза, ппг / 2 3 4 5 6 7

О 10 20 30 йо 50 60 Мощность, н6т

Рис. 95. Потребная мощность при то­чении стали

На рис. 95 приведен график потребной мощности для обработки стали прочностью 70 кГ/мм2 [11]. В то время, как для снятия стружки сечением 5 мм2 инструменталь­ной сталью требуется 5 кет, а быстрорежу­щей сталью — около 10 кет, при тех скоро­стях резания, которые допускают применение твердого сплава, необ­ходима мощность 20— 30 кет. При еще боль­шем сечении среза по­требная мощность еще выше и достигает 5— Ю-кратной величины. Так как мощность ста­рых обычных станков не превышает 5 кет, недостаток в мощности особенно ощутим при обдирочной и полуоб­дирочной обработке твердыми сплавами. В начальной стадии применения твердосплавных режущих инструментов сильно отставало развитие соответствующих мощных и устойчивых металлообрабатывающих станков. Лишь в последние годы начали строить специальные стаики, в частности обдирочные токарные, универсальные токар­ные, револьверные, сверлильно-расточные, фрезерные, строгальные, позволяющие полностью использовать пре­восходные режущие качества твердых сплавов [11, 126— 129]. Однако для новых высоковязких сплавов групп P 40 и P 50, заполняющих пробел между твердыми сплавами старых марок и быстрорежущей сталью, мощность и этих станков, согласно Кёльблю, недостаточна для об­дирки и строгания.

По мнению Хиршфельда [11], преимущества твердых сплавов при обработке резанием и их экономическое значение следующие:

1. Сокращение машинного времени (вре­мени резания). Вследствие высокой скорости резания и сокращения времени, необходимого для замены инст­румента и его переточки (более длинный период стой­кости), сокращается машинное время и увеличивается общее время работы инструмента.

2. Повышение производственной мощ­ности цеха. Даже при довольно старом станочном парке можно за одно и то же время и при одинаковом количестве станков увеличить выход готовой продукции примерно на 30%. Новые станки, сконструированные специально для резания твердыми сплавами, повышают производительность цеха в несколько раз.

3. Уменьшение расхода энергии. Расход энергии, используемой для снятия определенного коли­чества стружки, значительно ниже, чем при работе бы­строрежущей сталью.

4. Снижение расходов на приобретение и заточку инструментов. Твердосплавные ин­струменты имеют более продолжительный период стой­кости и срок службы; соответственно снижаются рас­ходы на заточку.

5. Улучшение качества изделий. В резуль­тате получения более гладкой поверхности и более точ­ных размеров изделий при резании твердыми сплавами значительно упрощается рабочий процесс (отпадает опе­рация шлифования) и достигается экономия средств.

6. Экономия ценных материалов. В весо­вой единице твердого сплава ценная составляющая — вольфрам используется значительно экономичнее, чем в быстрорежущей стали.

1. Значение твердых сплавов для развития техники резания

Основными факторами в развитии технологии про­изводства являлись точность, скорость и производитель­ность. В то время как точность повышалась в результате совершенствования станков и введения более чувстви­тельных методов измерения, скорость и производитель­ность лимитировались режущими материалами. В на­чальный период развития техники резания скорость реза­ния составляла несколько метров в минуту, так как рез­цы из углеродистой стали не допускали более высоких скоростей. Лишь разработка и внедрение легированной инструментальной стали и затем (примерно 1900 г.) быс­трорежущей стали позволили повысить скорость резания до 20—40 м/мин. Решающим шагом в современной обра­батывающей промышленности явилась разработка ме — таллокерамических материалов карбид — вспомогатель­ный металл, предшественниками которых были литые стеллиты Хайнеса. Благодаря внедрению металлокера — мических твердых сплавов WC— Со (Шрётер, 1926 г.) и затем сплавов WC-TiC — Со и WC — TiC—TaC—Со (1931 —1937 гг.) скорость резания при обработке чугуна, стали и других металлических и неметаллических мате­риалов значительно превысила 100 м/мин, а при обработ­ке легких металлов — даже 1000 м/мин.

На рис. 65 приведена диаграмма, построенная по данным Лауссмана 1 и показывающая на примере точе­ния стальной детали, как сильно менялось машинное вре­мя в процессе развития режущих материалов. Вре­мя обработки деталей снизилось примерно в десять раз

По сра&ненйю с быстрорежущей сталью. Применение ре­жущей керамики (окисной и карбидной) позволило достичь еще более высоких скоростей развития (см. гла­ву «Режущая керамика»). Поскольку разработка и внед­рение режущей керамики находятся пока еще в процессе становления [1], здесь рассматриваются только классиче­ские твердые сплавы.

1890г 1900г ’913 г 1930г. ’950г

Рис. 65. Возрастание скорости резания или снижение машинного времени в процессе развития режущих ма­териалов. Сталь SM1 ов =90—IOO кГ/мм2, диаметр де­тали 318 мм, длина 660 мм. Условия резания: а = 5 мм: S = I,I мм/об, х =45°:

Л — углеродистая сталь; Б — легированная инструментальная сталь; В — быстрорежущая сталь; Г — твердые сплавы

Разработка твердых сплавов сопровождалась, естест­венно, многочисленными исследованиями резания этими новыми режущими материалами. Выделяются исследо­вательские работы Высших технических училищ в гг. Аахене и Мюнхене. Шалльброх разработал первые рекомендации для точения твердосплавными резцами, причем критерием стойкости являлась ширина площадки износа — величина, введенная в 1936 г. Валлихсом и Хун — гером.

Развитие твердосплавных инструментов оказало боль­шое влияние на станкостроение. Мощность современных станков, обусловленная повышением скоростей резания, достигла 100 кет и более. Потребовалась свободная от вибраций, более сильная и жесткая конструкция станков. Кроме того, необходимо было создать специальные стан­ки для заточки твердосплавных инструментов.

Лишь одновременное развитие режущих материалов и обрабатывающих станков позволило полностью исполь­зовать высокопроизводительные твердые сплавы и обус­ловило небывалый подъем производственной мощности, повышение качества и снижение стоимости продукции во второй четверти двадцатого столетия [2].

Литература

1. WahlH. Die Teehnik, 1948, Bd 3, S. 193—204.

2. Wahl Н. Metalioberflache, 1947, Bd 1, S. 145—151.

3. Svmposium on Wear of Metals. Amer. Soc. Test. Mai., Philadel­

Phia, 1937.

4. Reibuug und Verschleiss. Vortragssammlung der VD!, Verschleiss — tagung, Stuttgart, 1938; VDI-Verlag, Berlin, 1939.

5. Kicffer R., Benesovsky F. Industrie und Teehnik, 1948, Bd 3, S. 251—257.

6. Walzel R. I., Plansee Seminar, Reutte/Tirol, 1952, p. 100—105.

7. Spath W. Z. VDI., 1952, Bd 94, S. 829—832.

8. Avery II. S. Surface Protection against Wear and Corrosions, Amer. Soc. Met., Cleveland, 1953, p. 49, 10—39, 191—201.

9. L i 11 m a n n M. Engineering, 1946, v. 159, p. 502.

10. Хрущов M. M, Бабичев M. А. ДАН СССР, 1956, т. 107, с. 75—76.

11. Spath W. Physik und Teehnik der IIiirIe und Weiche, Springcr — Verlag, Berlin, 1940.

12. Williams S. R. Hardness ami Hardness Measurement, Amer. Soc. Met., Cleveland, 1942.

13. )Ta b о r D. Hardness of Metals, Clarendon Press, Oxford, 1951.

14. Knop p F. a. o. J. Res. Nation. Bur. Standards, 1939, v. 23, p. 39— 61.

15. Hanemann II., Berunhardt E. 0. Z. Metallkunde, 1940, Bd 32, S. 35—38.

16. Ramsthaler P. Mikroskopie, Wien, 1947, Bd 2, S. 131—151.

17. Meincke H. Metallobeflache, 1951, Bd 5, S. OI7/A21.

18. Biickle H. L’essai de microdurete et ses applications. Ministere de l’air, Paris, 1960.

19. Kie f f er R., Kolbl F. Powder Met. Bull, 1949, v. 4, S. 4—17.

20. Hinniiber J. Z. VDI, 1950, Bd 92, S. 111—117.

21. F о s t e r L. S. a. o. J. Amer. Ceram. Soc., 1950, v. 33, p. 27—33.

22. F r a z e r W. R. Tool Engng., 1950, v. 24, № 3, p. 33—38.

23. Tarasov L. P. Metal Progr., 1948, v. 54, p. 846—847.

24. Leckie-Ewing P. Trans. Amer. Soc. Metals, 1952, v. 44, p. 348—362.

25. Ковальский A. E., К а н о в а Л. А. Заводская лаборатория, 1950, т. 16, с. 1362—1365.

26. W е s t b г о о k J. Н. A. S. Т. M., 1957, Prpr. № 73.

27. Biickle Н. Metall, 1955, v. 9, р. 549—554, 1067—1074, Ver. dtsch. Ing. Ber., 1957, Bd 11, S. 9—27, 29—43, 147—151; Met. Rev., 1959, v. 4, р. 49—100.

28. Bierbaum С. Н. Trans. Amer. Soc. Steel Treat., 1930, v. 18, p. 1009—1026.

29. Ridgwav R. R. a. o. Trans. Electrochem. Soc., 1933, v. 63, p. 369—392.

30 ,Хрущов M. M Заводская лаборатория, 1949, т. 15, с. 213—217.

31. T h i b a u 11 N. W., N у q u i s t Н. L. Trans. Amer. Soc. Met., 1947, v. 38, p. 271—325.

32. Scott H., Gray Т. Т. Trans. Amer. Soc. Met., 1940, v. 28, p. 399—416.

33. Ludwig N. Metalloberflache, 1951, Bd 5, S. A38/A42.

34. Avery H. S. Welding J., 1950, v. 29, p. 552—578.

35. Da wi hi W. Z. Metallkunde, 1940, Bd 32, S. 320—325.

36. Hinnuber J. Fortschrittliche Fertigung und moderne Werk — zeugmaschinen, W. Girardet, Essen, 1954, S. 56—60- Techn. Mitt. Krupp, 1955, Bd 13, S. 66—68.

37. Dawihl W. u. a. Ann. Univ. Saraviensis. Naturwiss. Sci 1960— 1961, v. 9, p. 121—161; Z. Metallkunde, 1963, Bd. 54, S. 66—71.

38. Altmeyer G., Jung O. Z. Metallkunde, 1961, Bd. 52, S. 576— . 583.

39. Dawihl W., Frisch B. Arch. Eisenhuttenwes., 1962, Bd 33, S. 61—66.

40. Dawihl W. Chem. Fabrik, 1940, Bd 13, S. 133—135.

41. DawihlW., Hinnuber J. Kolloid Z., 1943, Bd 104 S 233— 236.

42. Meyer O., Eilender W. Arch. Eisenhiittenwes., 1938, Bd 11, S. 545—562.

43. lKieffer R. Z. Metallkunde, 1944, Bd 46, N 9; Metallforschung, 1947, Bd 2, S. 236—238; Powder Met. Bull., 1947, v. 2, p. 104—111.

44. Nowotny H,, Kiefer R. Metallforschung, 1947, Bd 2, S. 257— 265.

45. Nort о n J, T., Mowry A. L. Trans. Amer, Inst, Met. Engng 1949, v. 185, p. 133—136.

46. N о w о t n у H. a. o. Mh. Chem., 1959, v. 90, p. 669—679.

47. Kieffer R. I. Plansee Seminar, Reutte/Tirol 1952 S. 268—296.

48. Hinuber J. Techn. Mitt. Krupp 1954, Bd 12, S. 5—12. 81—88- Techn. Mitt. Essen, 1954, Bd 47, S. 183—190; Ind.-Rdsch., 1953, Bd 8, Nr. 6, S. 20—21; Symposium on Powder Metallurgy 1954; Iron Steel Inst., L., 1956, p. 305—310.

49. M e e p с о и Г. А., Самсонов Г. В. Изв. АН СССР, ОТН, Ме­таллургия и топливо, 1956, № 4, с. 121—125.

50. WahlH. Arch. Metallkunde, 1949, Bd 3, S. 121—128.

51. Nieberding О. Abhutzung von Metallen unter besonderer Beriicksichtigung der Messflachen von Lehren. VDI-Verlag, Ber­lin, 1930.

52. NieberdingO., Sporkert К. Werkstatlstechnik, 1936, Bd 30, S. 221.

53. Sommer A. Werkstattstechnik, 1942, Bd 36, S. 185—192.

54. Winkler О. Z. Elektroehem., 1943, Bd 49, S. 221—228.

55. Raunecker G. Heraeus Festschrift, 1951, S. 147—157.

56. S a w i n N. Werkstattstechnik, 1939, S. 165—170.

57. Grodzinski P. Machinist, 1950, Bd 94, S. 397—401. Feinwerk — techn., 150, Bd 54, S. 317—321; Metalloberfl., 1952, Bd A6, S. 190— 192; Research, 1953, v. 6, p. 98—105; Werkstattstechn. und Maschi — nenbau, 1958, Bd 48, S. 364—372; Ind. Diamond Rev., 1957, v. 17, p. 70—74, 106—114.

58. Blake H. N. Proc. Amer. Soc. Test. Mat., 1928, v. 28, II, p. 341 — 355.

59. Avery H. S. Hard Surfacing by Fusion Welding, Amer. Brake Shoe Сотр., N. Y., 1947, p. 18, 41—44.

60. Haworth R. D. Metal Progr., 1949, v. 55, p. 842—848; Trans. Amer. Soc. Met., 1949, p. 819—854; Disk. p. 854—869.

61. Baskey R. H. Trans. Amer. Soc. Lubr. Engng, 1959, v. 2, p. 116—123.

62. M о r d i к e B. L., Wear, 1960, v. 3, p. 374—387.

63. Hyde G. F, Fuchsluger H. J. Lubrication Engng, 1961, 17, p. 476—483.

64. Bu ckley D. H., Johnson R. L. NASA TN D 1103 (1961).

65. Diehl С. H. Iron Age, 1961, v. 188, p. 57—59.

66. Brown R. D. a. o. Trans. Amer. Soc. Lubr. Engng, 1962, v. 5, p. 24—31.

67. Григорьева В. В, Артемов А. Ю. Порошковая металлур­гия, 1962, № з, с. 86—88.

68. Pons L. а. о. Compt. Rend, 1962, v. 255, p. 2100—2102.

69. Knotek О. Metall, 1962, Bd 16, S. 19—28, Jernkontorets Ann, 1963, Bd 147. S. 116—132.

70. Nortnan Т. E, Loeb С. М. Trans. Amer. Inst. Engng. 176, 1948, v. 176, p. 490—520.

71. Mi 11 i g an L. H, R i d w ay R. R. Trans. Electrochem. Soc, 1935, v. 68, p. 131—137.

72. A mm a n n E. Z. Techn. Physik, 1940, Bd 21, S. 332—335.

73. Wellinger K. Z. Metallkunde, 1949, Bd 40, S. 361—364.

74. S t a u f f e r W. Festschrift M, Ros. Vogt-Schild-Verlag, Solothurn, 1950.

75. Григорьева В. В. Порошковая металлургия, 1963, № 3, с. 63—70.

76. Dahl W, Lueg W. Stahl und Eisen, 1956, Bd 76, S. 2—6571.

77. Гроше в П. Ф. Цветные металлы, 1960, № 10, стр. 71—76.

78. Golden J, Rowe G. W. Wear, 1958, v. 1, p. 491—498; Brit. J. Appl. Physics, 1958, v. 9, p. 120—122; 1959, v. 10, p. 367—371; 1960, v. 11, p. 517—520.

79. K i e s z n ie ws ki J, a. o. Wire Ind, 1961, v. 28, p. 991—993; Isotopentechnik, 1962, Bd. 2, S. 11—14.

80. Rabinowicz E. Journ. Appl. Physics, 1953, v. 24, p. 367.

81. Rabinowicz E, Tabor D. Proc. Roy. Soc, L, 1951, v. A208, p. 455—475.

82. P i r a n i M, S с h г б t e r K — Z. Metallkunde, 1924, Bd 16, p. 132— 133.

83. F e h s e A., S с h г б t е г К — Werkstattsiechnik, 1930, Bd 25, S. 237; Wiss. Vefoff. Osmar-Konzern1 1931, Bd 2, S. 207—217.

84. Zapp A. R. Wire and Wire Products, 1941, v. 19, p. 54,4—546, 569—571.

№. Hirtschfeld M. Werkslall imd Betrieb, 1952, Bd 85, S. 17 21.

86. Schubert P. B. Machinery, L., 1953, V. 82, p. «71 -674; Machine­ry, N. Y., 1951, v. 58, p. 174—178.

87. W e d 1 e H. Draht, 1953, Bd 4, S. 1—8.

88. Sanderson L. E. Wire Production, 1953, v. 2, N 6, p. 9—21.

89. A n d e r s H. Draht, 1954, Bd 5, S. 425—426.

90. T r i p p e P. Machinist, 1954, Bd 98, N 2, S. 49—51.

91. Б p и я к E., Б и о к А. Твердосплавные волоки. Волгоград, Мате­риалы конференции, 1955.

92. Dawihl E., Dinlinger Е. Handbuch der Hartmetallwerk — zeuge, Springer-Verlag, Berlin, 1956, Bd 11, S. 252—262, 265—272, 263—269, 281—287.

93. В г u h 1 R. Machinemnarkt, 1962, Bd 68 N 14, S. 25—30.

94. Miller Е. Т. Wire and Wire Prod. 1960, v. 35, N 12, p. 1668, 1670, 1710.

95. Tubbe Ii F. Blech, 1963, Bd 49, N 2, S. 49—53.

96. W a 1 k e r T. Draht, 1963, Bd 14, S. 684—688.

97. E n g 1 e E. Wire and Wire Prod., 1939, v. 14, p. 319—324, 350—351.

98. HinniiberJ. Stahl und Eisen, 1942, Bd 62, S. 1083—1091.

99. Reitzig G. Werkstatt und Betrieb, 1950, Bd 83, S. 361—364.

100. Longwell J. R. Wire and Wire Prod., 1941, v. 16 p. 37—39; Canad. Metals, 1942, v. 5, N 6, p. 147—148.

101. G Ie n E. Iron Age, 1942, v. 150, p. 64—65.

102. Mackert A. Ver. dtsch. Eisenhiittenl.—Bericht, 1943, Nr. 45; Facharbeiten auf dem Gebiete des Eisenhuttenwes., 1939, bis

1945, Verlag Stahleisen, Diisseldorf, 1953.

103. Steel, 1946, v. 119, p. 86, 88.

104. Glen E. Modern Ind. Press, 1946 v. 8 N 3, p. 32, 42.

105. Mack R. D. Western Mach. Steel World, 1946, v. 37, p. 226— 229.

106. Richards E. T. Werkstatt und Betrieb, 1946, Bd 79, S. 92—96.

107. B. I.O. S. Final Rep., 1945, Nr. 1385, p. 41, 1, 66—81, 343—360, 367—388.

108. Berry H. Wire Ind., 1943, v. 10, p. 33—35, 75—77, 125—127.

109. Sandford E. J. Sheet Metal Ind. 1944, v. 19, p. 129—134.

110. Miller E. T. Wire and Wire Products, 1948, v. 23, p. 910—913; 1955, v. 30, p. 886—887.

111. Ber ry B. E. Wire Ind., 1952, v. 19, p.45—55.

112. Bryjak E., Missol W. Fertigungstechnik, 1957, Bd 7, S. 557—561.

113. Walker T. Wire Ind., 1962, v. 29, p. 462—466, 559, 561, 590.

114. Metal Progr., 1944, v. 45, p. 681, Metals and Alloys, 1944, v. 20, p. 694.

115. B. I. O. S., Final Rep., 1947, No. 1711, p. 12, 38, 47—50.

116. Ellis J. L. Tool and Die J., 1951, v. 16, N 11, p. 72—73, 100, 106, No. 12, p. 64, 68, 122—124.

117. Van Beek J. Techn. Mitt. Essen, 1959, Bd 52, S. 229—236.

118. SchaumannH., van Beek J. Werkstattstechn und Maschi — nenbau, 1951, Bd 41, S. 432—435.

119. Stablein F. Techn. Mitt. Essen, 1954, Bd 47, S. 210—214.

>¦’ 120. Ql en E. Machinist, 1947, Bd 91, S. 1135—1137.

121. Bernhoef t С. P. Metal Ind, L., 1942, v. 60, p. 204—208.

122. Le Grand R. Machinist, 1948, Bd 91, S. 1246—1252, 1353— 1364; Metalworking Prod., 1958, p. 866—869.

123. Symposium Tungsten Carbide Dies.; Wire and Wire Prod, 1950, v. 25, p. 133—135, 138—143, 166—171.

124. Wer th S. Stahl und Eisen, 1952, Bd 72, S. 66—69.

125. Tomkins J. 0. Wire and Wire Products, 1950, v. 25, p. 576— 578

126. Lueg W. Stahl und Eisen, 1951, Bd 71, S. 1140—1145.

127. Wistreich J. G. J. Iron and Steel Inst, 1951, v. 167, p. 162— 164.

128. B r u h 1 R. Stahl und Eisen, 1927, Bd 77, S. 1384—1385.

129. TrurnitW. Stahl und Eisen, 1944, Bd 64, S. 503—506.

130. R e i t z i g G. Draht-’Welt, 1951, Bd 37, S. 18—21.

131. BruhI R. Draht, 1956, Bd 7, S. 177—178.

132. Eisenhuth C„ Stahl und Eisen, 1959, Bd 70, S. 1153—1154.

133. W i t h e r s R. M. J. J. Iron and Steel Inst., 1950, v. 164, p. 63—66.

134. Lueg W. Stahl und Eisen, 1951, Bd 71, S. 157—170, 51—521; 1953, Bd 73, S. 621—629, 1954, Bd 74, S. 874—876.

135. Domes V. Stahl und Eisen, 1951, Bd 71, S. 1147—1148.

136. Lueg W. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1952, Bd 42, S. 56—58.

137. Kuntze H, Pomp A. Stahl und Eisen, 1954, Bd 74, S. 1325— 1 1334.

138. SchimzK — Draht, 1954, Bd 5, S. 17—18.

139. He i de n h a i n W. Ver. dtsch. Eisenhiittenl. — Bericht, 1944, N 80.

140. Bibliography on Wire, Iron Steel Inst, Bibliograph. Ser, 1947, N 13, L, p. 71.

141. Lueg W.. Treptow K. H. Stahl und Eisen, 1954, Bd 74, S. 1334—1342.

142. Becker K — Hochschumelzende Hartstoffe und ihre technische Anvvendung, Verlag Chemie, Berlin, 1933, S. 207, 208, 214, 217.

143. Becker K. Hartmetallwerkzeuge, Verlag Chemie, Berlin 1935, S. 157—168, 171, 172—173, 174, 178—181, 183—184, 207

144. Becker K — Techn. Zbl. prakt. Metallbearb, 1935, Bd 45, S. 275— 276.

145. Beardslee K. R. Wire and Wire Prod, 1936, v. 11, p. 553— 559; 1938, v. 13, p. 63—66.

146. Swinn E. J. Sheet Metal Ind., 1944, v. 19 p. 297—300.

147. Saxton R. Metallurgia, 1946, v. 36, p. 68—69; 1948, v. 38, p. 314—316.

148. J u к v e с I. A. Stahl, 1947, Bd 7, Nr. 8, S. 737—741.

149. Wistreich J. G. Wire Ind., 1950, v. 17, p. 889—892, 895—899.

150. Holzberger J. Stahl und Eisen, 1951, Bd 71, S—1098—1102.

151. Lueg W, Funke P. Stahl und Eisen, 1959, Bd 79, S. 996—1002.

152. IMii Iler 0, Wohlbier H., Kruppsche Mh., 1932, Bd 13, S. 89.

153. Becker K. Elektrizitiit im Bergbau, 1953, Bd 10, S. 93—96.

154. Borschel W., Miiller E. Gliickauf, 1951, Bd 87, S. 1003— 1010.

155. D о b г о d t A. F. Mines Mag., 1953, v. 43, N 7, p. 13—14, 30.

156. MiiIler 0, Gliickauf, 1954, Bd 90, S. 1074—1085; Schliigel und Eisen, 1956, S. 439—444.

157. ,Hinrichs K — Techn. Mitt. Essen, 1954, Bd 47, S. 225—230. -

158. W i 1 d e H. Berg, und Hiittenmann. Mh., 1954, Bd. 99, S. 188—193.

159. Sandford E. J., Wiles J. R. Alloy Metals Rev., 1954, v. 8, No. 71, p. 2—7; No. 72, p. 2—8, N 73, p. 2—8

160. Mii Iler 0. Techn. Mitt. Essen, 1954, Bd 47, S. 218—225; Techn. Mitt. Krupp, 1954, Bd 12, S. 89—96; 1962, Bd 20, S. 93—102; 1963, Bd 21, S. 89—95.

161. M a Der W. Montan-Rdsch., 1955, Bd 3, S. 39—45.

162. Jeschke H. DEMAQ-Nachr., 1955, Bd 3, S. 39—45.

163. Berndt F., Dawihl W. Handbueh der Hartmetallwerkzeuge, Springer-Verlag, Berlin, 1956, Bd II, S. 306—322.

164. Jesehke H. Handbueh der Hartmetallwerkzeuge, Springer-Ver­lag, Berlin, 1956, Bd 11, S. 323—326.

165. Kolble F., Montan-Rdseh., 1956, S. 260—264, Planseeber, Pul­vennetallurgie, 1956, Bd 4, S. 72—79.

166. Hinrichs K. Hartmetall im Bergbau, Springer-Verlag, Berlin, 1956, S. 58—83, 90—98, 98—119.

167. Kolble F. Berg, und Hiittenmann. Mh., 1958. Bd 103, S. 12— 15, Plauseeber. Pulvermetallurgie 1958, Bd 6, S. 22—26.

168. JagerK- Bergbautechnik, 1958, 8, S. 24—27.

169. C r h a Z., N О v А К J. Hutnicke Listy, 1963, t. 19, S. 34—37.

170. S С h u 1 z P. Qliickauf, 1950, Bd 86, S. 784—792.

171. Fairhurst C. Trans. Inst. Min. Engng, 1955, Bd 115, S. 85— 113.

172. F i s h B. Q., В a Г К e r J. S. Collierv Engng, 1956, v. 33, p. 91—95, 143—147; 1957, v. 34,p. 463—467, 513—518.

173. Fish B. Q. Mine and Quarry Engng, 1958, v. 24, p. 264—267; 1961, v. 27, p. 29—37, 78—81; Trans. Amer. Soc. Min. Met. Engng, 1958—59, v. 68, p. 357—383.

174. Jackson I. F., Hartman H. L. Trans. Amer. Soc. Min. Engng, 1962, v. 223, p. 255—266.

175. P a s s m a n n B. Kali, 1930. Bd 24, S. 121—126.

176. Schulz P., Trosken K. Das Auffahren von Gesteinsstrecken, Verlag Gluckauf, Essen 1949, S. 30—40.

177. Bertnon M. Rev. Ind. Mineral, 1949, p. 3—22 51—66.

178. Dresner G. Gliickauf. 1934, Bd 70, S. 821—830.

179. Hinniiber J. Berg-und Hiittenmann. Mh., 1941, Bd 89, S 117— 124; OI und Kohle, 1942, Bd 38, S. 391—398.

180. Middendorf H. Das Auffahren von Gesteinsstrecken VerIag Gliickaufe Essen, 1949, S. 40—43.

181. Riedl J., G 1 a u t s С h n i g N. Montan-Rdsch., 1956, Nr. 4, S. 81—88.

182. Borschel W. Techn. Mitt. Krupp., 1955, Bd 13, S. 3—9.

183. Schmidt W. Z. Erzbergbau Metallhiittenwesen, 1960, Bd 13, S. 174—179.

184. Latin A. Metallurgy, Manchester, 1961, v. 64, p. 211—216.

185. Karlowith Ch., Urban A. Bohrtechniker-Ztg., 1937, N 9,

S. 265—273.

186. E s С h A., Topperwicn H. Z. Erzbergbau Metallhiittenwesen 1958. Bd 11, S. 15—28.

187. Trosken K. GIiickauf, 1951, Bd 87, S. 145—161; 1954 Bd 90 S. 1094—1105.

188. D i n g 1 i n g e r E. Werkstattstechnik und Maschinenbau 1955, Bd 45, S. 361—367.

189. Fish В. G. Mining Mag., 1956, Bd 94, N 3, S. 133—142.

190. Cermak К. Montan-Rdsch., 1956, S. 268—271.

191. Preusse W. Z. Erzbergbau Metallhiittenwesen, 1958, Bd 11, S. 470—477.

192. Klobassa 0. Montan-Rdsch., 1958, Bd 6, S. 43—47.

193. WunsctiH. Gliickauf, 1959, Bd 95, S. 265—273.

194. Goodrich R. H. Quart. Colorado School Mines, 1961, v. 56, № 1, p. 3—21.

195. Cronjaeger H. Erzmetall, 1953, Bd 6, S. 494—496.

196. Inett E. W. Engng. Min. J., 1956, Bd 157, N 8, S. 75—79.

197. Untersuchungen "tiber das Drehschlagbohren, Forschungsber. Min. Nordrhein—Westfalen, 1959, N 712.

198. Wahl H. u. a. Bergbau-Archiv, 1959, Bd 20, S. 58—90; Wear, 1961, v. 4, p. 234—245.

199. L i 1 j e s t r a n d W. E., Quart. Colorado School Mines, 1961, v. 56, N 1, p. 84—96.

200. M e n К e J. Gliickauf, 1932, Bd 68, S. 337—340.

201. Hensoldt E. E. Hartmetallbohrkunde des Steinbruchs DAF — Verlag, Berlin, 1941.

202. Jeschke H. Gliickauf, 1941, Bd 77, S. 570—574.

203. Richter E. Metall und Erz, 1942, Bd 39, S. 178—184.

204. Varvill W. W. Mine Quarry Engng, 1947, v. 13, p. 37—44.

205. Griffiths H. M. Colliery Engng, 1947, v. 24 p. 120—124.

206. Wimpfen S. P. Mining and Metallurgy, 1947, v. 28, p. 148—149.

207. Bloemsma J. H. a. o. J. Chem. Met. Min. Soc. South Africa, 1947, Jan. p. 243—283; 1948, p. 35—38, Jan., p. 210—211.

208. Dorstewitz G. Z. Erzbergbau Metallhiittenwesen, 1950, Bd 3, S. 361—370; 1957 Bd 10, S. 592—604.

209. Hartman H. L. Mining Engng, 1959, v. 11, N 1, p. 68—75.

210. P О h 1 W. Erzmetall, 1961, Bd 14, S. 338—344.

211. Tamacki M. Sumitomo Electric Techn. Rev, 1963, N 2, p. 75—85.

212. M ii 1 I e r O, Wohlbier H. Gliickauf, 1933, Bd 69, S. 706—708.

213. Bammer G. Berg — und Hiittenrnann. Monatsch, 1941, Bd 89, S. 106—110.

214. KrekeIer K — Die Zespanbarkeit metallischer und nichtmetalli — scher Werkstoffe, Springer-Verlag, Berlin, 1951, S. 296—300.

215. Luck H. Z. Erzbergbau Metallhiittenwesen, 1957, Bd 10, S. 391—396.

216. Clement M. P. Erzbergbau Metallhiittenwes, 1957, Bd 10, S. 255—264.

217. Zeppernick G. Das Auffahren von Gesteinsstrecken, Verlag Gliickauf, Essen, 1949, S. 43—47.

218. Jesc hke H. Z. Erzbergbau Metallhiittenwesen, 1948, Bd I, S. 168—176.

219. Steiner H. Berg — und Hiittenrnann. Monatsch, 1950, Bd 95,’ S. 205—217.

220. S u 1 1 i v a n R. G. Engng and Min. J, 1947, v. 148, N 3, p. 57—60.

221. Adamson R. W. Mining Mag, 1948, v. 38, N 1 p. 24—28; N 2, 19—20.

222. H i n n ii b e r J. Gliickauf, 1951, Bd 87, S. 14—18.

223. MiiIler O. Techn. Mitt. Krupp, 1942, Bd 10, N 1, S. 1—11;

Techn. Bl., 1941, Bd 31, S. 519—520; Bergbau, 1942, Bd 55, g 255 262

224. Mu 1 1 e r E. Gliickauf, 1941, Bd 77, S. 565—570.

225. Kirnbauer F., Bertl E. Gliickauf, 1942, Bd 78, S. 141—144; MetalI und Erz., 1942, Bd 39, S. 145.

226. Fry R. F., Canad. Mining J., 1951, v. 72, Nr. 3, p. 55—57.

227. Heaslip J. C. Canad. Mining Metalurg. Bull., 1951, v. 44, p. 419—423.

228. Reynolds J. W, Canad. Mining Metallurg. Bull., 1951, v. 44, p. 630—635.

229. Z i Ii К 1 A. J. Mining Engng., 1951, v. 3, p. 312—314.

230. Grech L. Bergbau-Bohrtechniker Z., 1949, Bd 65, Nr. 5, S. 26— 28, Nr. 7, 7—10, 16.

231. Ryd E. Jernkontorets Ann., 1947, v. 131, p. 373—410; Disk., S. 411—424.

232. Ekstam Т. a. o. Jernkontorets Ann., 1949, v. 133, p. 253—286; Disk, S. 286—299; 1952, Bd 136, S. 41—58.

233. E i s e n b u r g e r P. Demag-Nachrichten, 1950, September, S. 23—25.

234. Fulton J. H a. o. Canad. Mining Metallurg. Bull, 1950, v. 43, P 254 258

235. Montan-Ztg., 1951, Bd 67, S. 100—102.

236. O’ H a r a T. A. Mining Engng, 1954, v. 6, p. 294—298.

237. Shierlaw N. C. Chem. Eng and Mining Rev, 1955 v. 47, p. 473—482.

238. Gloeckner M. H. Erzbergbau Metallhuttenwesen, 1953, Bd 6, S. 81—87.

239. Rudiger O., Kinna W. Gliickauf, 1953, Bd 89, S. 1221— 1227; Techn. Mitt. Krupp, 1954, Bd 12, S. 157—158.

240. Legat A., Montan-Rundschau. 1956, S. 258—260.

241. Dahlin C. Mining J„ 1959, v. 252, p. 194—196; Missouri School of Mines Res. Techn Ser., 1957, N 94, p. 67—92.

242. Roberts A. a. o. Mine and Quarry, 1962, v. 28, p. 447—458.

243. Coeuillet M. Rev. ind. minerafe, 1950, March, p. 270—293.

244. Mondanel M. Rev. ind. minerale, 1950, March, p. 294—324.

245. Wild K. G. Erzbergbau Metallhiittenwesen, 1949, Bd 2, S. 134—138.

246. Hinniiber J, Metall und Erz, 1944, Bd 41, S. 242—243.

247. K P e Й и e p Г. С. и др. Сборник трудов ВНИИТС «Твердые сплавы», М, Металлургиздат, 1960, № 2, с. 314.

248. Hinniiber J, Kinna W. Techn. Mitt. Krupp., 1961, Bd 19, S. 130—153; Stahl und Eisen, 1962, Bd 82, S. 31—46.

249. GurlandJ., Bardzil P., J. Metals, 1955, v. 7, p. 311— 315.

250. Johnson J. F. Engng and Mining J, 1955, v. 156, p. 84.

251. Eisenburger P. DEMAG-Nachr, 1956, Nr. 145, S. 23—27.

252. Z. Erzbergbau Metallhiittenwesen, 1950, Bd 3, S. 266—370.

253. Pohl W. Z. Erzbergbau Metallhuttenwesen, 1949 Bd. 3, S. 88— 94. I

254. Wells E. J. Chem. Eng. and Mining Review, 1949, v. 41, p. 135—141.

255. Oppenau M. Rev. ind. mineralle, 1950, April, p. 337—344,

256. Tolke DEMAG-Nachrichten, 1950, September, S. 26—28.

257. Herbst F. Metall und Erz, 1942, Bd 39, S. 287—292.

258. Carlstrom С. Q. Tekn. Tidskr., 1948, v. 78, p. 821—826.

259. Henry M. Rev. ind. rninerale, 1950, Februar, S. 129—138.

260. Koto H. a. o. Nippon Kinzoku Gakkai-Shi, 1957, v. 21, p, 429— 433.

261. Schbagendes Gesteinsbohren mit Hartmetall-Schneiden, DEMAG AG, Duisburg.

262. Inett E. W. Mine and Quarry Engng, 1956, v. 22, p. 274—280.

263. Krippner E, Schroder G. Metall und Erz., 1942, Bd 39, § 202 205.

264. Fritzsche H. Metall und Erz, 1942, Bd 39, S. 417—423.

265. LeiboId Th. Gliickauf, 1943, Bd 79, S. 582—585.

266. Ryhre G., Kallin A. Tekn. Tidskr., 1949, v. 79, p. 553—559.

267. Pohl W. Z. Erzbergbau Metllhiittenwesen, 1949, Bd 2, S. 88—94.

268. Dohmen F. Das Auffahren von Gesteinsstrecken, Verlag Gliickauf, Essen, 1949, S. 47—59.

269. AntiII J. M. Chem. Eng. and Mining Rev., 1949, v. 41, p. 440—443.

270. Jeschke H. Gliickauf, 1950, Bd 86, S. 83—89.

271. Woss K. H. Bergbau, 1952, Bd 3, S. 169—172.

272. Fraenkel К. H. Rev. irid. rninerale, 1953, v. 34, p. 387—394; Tekn. Tidskr., 1953, v. 83, p. 139—142.

273. Dillon R. B. Bull. Inst, of Mining Metallurgy, 1954, p. 321 — 331.

274. Cousens W. L, Veres E. J. Chem. Metallurgy Mining Soc. South Africa, 1955, v. 55, p. 179—251.

275. Jacobsen H. S. Tidskr. Kjemi Bergves, 1945, v. 5, p. 196— 199.

276. Widen C. A, Haglund W. Tekn. Tidskr, 1945, v. 75, p. 533—535.

277. Didring C. 0, Aberg S. Tekn. Tidskr, 1947, v. 77, p. 359— 363.

278. Thomson G. Mining J. (L.), 1951, v. 237, p. 310—311.

279. Hahn L. Z. Erzbergbau Metallhiittenwesen, 1957, Bd 10, S. 103—113.

280. Ammann E. Werkzeugmaschine, 1935, Bd 39, S. 429—434.

281. S p e n С e J. R. Welding J, 1944, v. 23, p. 318—322.

282. Gallaher J. A. Welding J., 1944, v. 23, p. 16—24.

283. Sharp H. W. Welding J, 1946, v. 25, p. 936—941.

284. Kn Otek 0. Techn. Mitt. Essen, 1954, Bd 47, S. 214—218.

285. B r a u m u h 1 H. Erzmetall, 1954, Bd 7, S. 289—290.

286. Culbertson R. P. Welding J., 1955, v. 34, p. 861—869.

287. Birkhead M. Welding Metal Fabr, 1956, v. 24, № 1, p. 25—32.

288. Schmidt A. Montan-Rdsch., 1956, S. 265—268.

289. Knotek 0, Birk I. Grosse Schweisstechnische Tagung, 1956, Vieweg, Braunschweig, Schweissen und Schneiden, 1961, Bd 13, S. 105—109; Schweisstechnik, 1962, Bd 16, April, S. 45—50.

290. Clauser IT. R. Materials and Methods, 1947, v. 25, № 6, p. 103—118.

291. Avery H. S. Tooling and Production, 1953, v. 19, N 2, p., 49— 51, 94; Mining Congress J, 1953, v.39, p. 106—111.

292. Fauland H. Bergbau, Bohrtechniker-Erdol-Ztg, 1948, Bd 64, S. 9-12.

293. Avery H. S. Welding J., 1951, v. 30, p. 144—162.

294. Elonka E. Дшег. Machinist, 1953, v. 97, p. 113—128.

295. Barry J. J. Welding J., 1953, v. 32, p. 119—126; Machine Design, 1951, v. 23, N 3, p. 114—119.

296. W e 11 i n Ger K-, Uetz H. Schweissen und Schneiden, 1959, Bd 11, S. 458—474.

297. Bryjak E. Ber. 11, Internat. Pulvermet. Tagung, Eisenach, 1961, Akademie-Verlag, Berlin, 1962, S. 355—362.

298. Ehlers P. Schweissen und Schneiden, 1963, Bd 15, S. 419—424.

299. Koh 1 erma nn R, Ebert W. Schweisstechnik, 1961, Bd 11,

S 317_________ 3i9

300. Rogers С. E, Woods Q. WeldingJ., 1951, v. 30, p. 160—162.

301. В. I. 0. S. Final Rep, N 1076.

302. F. I. A. T. Final Rep, N 772, S. 3—19.

303. A 1 t h О 1 z E. Machinery, N. Y, 1953, v. 29, p. 159—164.

304. Iron Age, 1953, v. 171, N 7, p. 75; Steel, 1953, v. 135, p. 92—94; Precision Metal Molding, 1953, v. 11, N 5, p. 42—44; Machinery,

1953, V. 83, p. 206—210.

305. Clark F. H. Mining and Met, 1944, v. 52, p. 81.

306. Bridgman P. W. J. Appl. Physics, 1941, v. 15, p. 461—469.

307. Dinlinger E. Anz. Maschinenwesen Essen, 1941, Bd 63, N 53, S. 16-20.

308. Swinn E. J. Machinery, L, 1943, v. 63, p. 229—230.

309. B r a m s S. H. Iron Age, 1945, v. 156, N 18, p. 55—57.

310. McKenna P. M. Machinist, 1946, v. 90, p. 1453—1456; Amer. Machinist, 1946, v. 90, 15 August, p. 117—120.

311. Longwell J. R, Amer. Machinist, 1945, v. 89, 5 July, p. 128— 160, p. 118—119; Steel, 1946, v. 119, N 23, p. 130, 132, 159—160, 162.

312. Hennig F. Steel Processing, 1946, v. 32, p, 379—382.

313. Prospekt Carboloy, 1947, GT-200.

314. Beardslee K. R. Machinery, L, 1947, v. 71, p. 507—512; Machinery, N. Y, 1946, v. 52, N 12, p. 150—156.

315. Eckersley H. J. Ins. Product. Engr, 1947, v. 28, p. 358—377.

316. Fehse A. Werkstatt und Betrieb, 1947, Bd 80, S. 49—56.

317. Hinniiber J. Maschinenmarkt, 1949, Bd 55, N 81—82, S. 38—40.

318. Gillespie J. S. Metal Progr., 1949, v. 56, p. 523—526.

319. Witthoff J., Erlmann F. Ind. Anz. Essen, 1950, Bd 72, N33—34, S. 57—63.

320. Burden H. Alloy Metals Rev, 1948, v. 5, N 47, p. 2—11.

321. Gillespie J. S. Machinery N. Y., 1950, v. 56, N 6, p. 184— 185.

322. Hettich F. Werkslattstechn. und Maschinenbau, 1951, Bd 41, S. 439—440.

323. Dawihl W, Dinglinger E. Handbuch der Hartmetall­werkzeuge, Springer-Verlag, Berlin, 1953, Bd 1, S. 147—151; Berlin, 1956, Bd 11, 300—305.

324. Witthoff J. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1954, Bd 44, S. 3—9; Draht, 1957, Bd 8, S. 465—670; Ind Anz. Essen, 1954, Bd 47, S. 214—218; 1957 Bd 79, S. 305—307; Metal Treatment,

1954, V. 21, p. 456—462.

325. Lennon F. J, Iron Age, 1954, v. 174, N 16, p. 142—144.

326. D u f e К V. Stavivo, 1961, v. 39, p. 99—100.

427. Eberhardt О, Blum Q. Neue Werkstoffe durch pulver — metallurgische Verfahren, Akademie-Verlag, Berlin, 1964, S. 88— 97.

328. Iron Age, 1947, v. 160, p. 54.

329. Wh i t i n g L. A. Metalworking, 1958, v. 14, p. 10—13.

330. Paehomov A. V. Amer. Machinist, 1960, v. 104, N 5, p. 92—93.

331. Z a p p A. R. Wire and Wire Prod. 1945, v. 20, p. 35—41, 83.

332. Mo n t go m e Г У W. E. a. o. Steel Processing, 1949, v. 35, p. 407—412, 531—536, 563; 1950, v. 36, p. 138—141, 152,-153.

333. Kinyon E. C. Wire and Wire Prod, 1951, v. 26, p. 215—217, 260—262.

334. Qlen A. E. Wire and Wire Prod, 1953, v. 28, p. 885—886, 928—930; 1955, v. 30, p. 1230—1231, 1294; Amer, Machinist, 1953, v. 97, p. 138—140; Steel Processing, 1947, v. 33, N 10, p. 618— 621; 1953, v. 39, N 7, p. 321—323, 355.

335. Eschier H, Werkstatt und Belrieb, 1956, Bd 89, S. 258—260; Draht, 1956, Bd 7, S. 6—7.

336. SieberK- Draht, 1958, Bd 9, S. 442—449.

337. Witthoff J. Ind. Anz. Essen, 1951, Bd 73, S. 341—346.

338. Campbell I. C. Iron Age, 1940, v. 145, Febr, p. 44—46.

339. Slick E. C„ White F. E. Iron Age, 1947, v. 160, N 15, 74—77.

340. C r u m p H. Steel, 1948, v. 123, N 13, p. 103, 104, 106.

341. Prospekt Talide, 1950,, CR. 50, Metal Carbides Corp, Youngstown.

342. Wi 1 I s H. J. Steel, 1941, v. 109, N 4, p. 78, 80, 88.

343. Beeghly R. T. Iron and Steel Eng., 1951, v. 28, N 4, p. 74—79.

344. Billigmann J, Stahl und Eisen, 1951, Bd 71, S. 115—117; Draht, 1951, Bd 2, S. 95—107.

345. Oviatt S. A, Qribbin P. H. Steel, 1954, v. 134, N 7, p. 128—130.

346. Qlen E. Steel, 1242, p. 78, 122, 123—124; Metals and Alloys, 1943, p. 356—538; Iron Age, 1946, v. 157, p. 51—54; Steel Pro­ceeding, 1947, v. 23, p. 618—621; Western Mach. Steel World, 1947, v. 38, p. 69—73; Steel, 1947, v. 121, p. 75—76, 109; Machine Tool Blue Book, 1946, v. 42, p. 187—190, 192.

347. Hinman C. W. Steel Processing, 1945, v. 31, p. 501—502.

348. D e n h a m A. F. Mod. Ind. Press, 1944, v. 5, p. 28—30.

349. Tool and Die J, 1945, v. 10, Febr., p. 97—100, 140.

350. Bratton W. J. Western Mach. Steel World, 1945 v 36 p. 410—411.

351. P a p w О r t h P. J. Machinist, 1948, v. 92, p. 455—459.

352. H i n n ii b e r J, D i e t z e H. D. Techn. Mitt Krupp, 1955, Bd 13, S. 118—120.

353. С О p e S t. R, Metalworking Production, 1955, v. 99, p. 1830— 1833.

354. Elliot B., Evans J. Sheet Metal Inds, 1955, v. 32, p. 813— 821; Machinery, 1956, v. 88.

355. Mapes D. Steel, 1946, v. 119, N 5, p. 84—86; Product Engng, 1946, v. 18, p. 62-64.

356. AWF, Hartmetall-Schuitwerkzeuge Beulh, Berlin, 1952.

357. Qlen E. Amer. Machinist, 1946, Bd 90 S. 142—143; Amer. Machinist, 1947, v. 9, p. 979—981; Amer. Machinist, 1947, v. 91 p. 137—139; Amer. Machinist, 1949, v. 93, p. 85—88.

358. Brocher В. С. Machinist, 1947, v.’91, p. 1623—1627; Amer. Machinist, 1946, v. 90, p. 101—105.

359. Zapp A. R. Wire and Wire Products, 1947, v. 22, p. 591 — 593, 612—614.

360. Reitler E. J., Harmon C. R. Tool Eng., 1948, v. 20, N 2, p. 47—50.

361. E g 1 i n t О n G, Tool Eng., 1949, v. 22, N 5, p. 24—28.

362. Muir G. P. Tool Eng., 1949, v. 22, N 4, p. 17—20.

363. Eglington G. Tool and Die J., 1950, v. 16, N 1, p. 70—72.

364. Shingledecker G. Tool and Die J, 1950, v. 15, N 10, p. 60—62, 92.

365. Oberg N. W. Steel, 1953, v. 132, N 18, p. 100—102.

366. Mferoz R. J. Suisse d’horlogerie, 1953, N 9, p. 193—197.

367. Spencer L. F. Tooling and Production, 1953, v. 19, N 3, p. 136, 142, 144; N 5, p. 53—56; Tool Eng., 1953, v. 30, N 5, p. 35—40.

368. Ballhausen C. Techn. Mitt. Essen, 1954, Bd 47, S. 199— 200. Г

369. Heymel E. Fertigungstechnik, 1955, Bd 5, S. 536—542.

370. Patton W. G. Iron Age, v. 168, 1951, N 17, p. 57;1956, v. 178, N 11, p. 91—94.

371. Fletcher W. A. Tool Eng., 1956, v. 37, N 2, p. 78—81.

372. Pond J. B. Carbide Engng, 1958, v. 10, N 1, p. 7—10.

373. Nutting R. C. Carbide Engng, 1938, v. 10, N 4, p. 9—11.

374. Schmidt J. P. Carbide Engng, 1958, v. 10, N 12, p. 9—15.

375. Vieregge C, Ind.-Blatt, 1958, Bd 58, N 4, S. 129—132.

376. Chambers A. E. Machinery, 1960, v. 96, p. 1177—1182.

377. Лазаренко Б. P. ДАН СССР, 1961, т. 31, № 4, с. 83—87.

378. Harig Н. Amer. Soc. Tool Mfg. Engng, 1962, v. 62, TP N 411.

379. J О n e s F. D. Die Desing and Die Making Practice, Industr. Press, N. Y., 1951, p. 175—183.

380. Reitler E. J. Mod. ind. Press, 1951, v. 13, N 6, p. 24—28.

381. Backstrom M. J, Reitler E. J. Machinery, N. Y, 1951, v. 57, N 12, p. 170—176; Machinery, L, 1951, v. 79, v. 795—801.

382. Amtsberg H. C. Machinist, L, 1949, v. 93, p. 1031.

383. Pickett K. L. J. Instr. Product. Engr, 1952, v. 31, p. 31—65; Sheet Metal Ind., 1952, v. 29, p. 129—143.

384. Oehler G. Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1951, Bd 41, S. 436—438.

385. Spofford J. E. Steel, 1951, v. 18, N 10, p. 80-83.

386. Hamile A. T. Amer. Machinist, 1950, v. 94, p. 100—102.

387. Urbas E. J. Tooling and Production, 1953, v. 18, N 11, p. 68— 69. 72.

388. Machinery, N Y, 1945, v. 52, p. 148; Machinery, L, 1952, v. 80, p. 409.

389. Balchin N. C. Brit. J. Appl. Phys, 1962, v. 13, p. 564—569.

390. Kissel J. W. a. o. Trans. Amer. Soc. Lubr. Eng., 1962, v. 5, p. 39—45; Wear, 1962, v. 5, p. 446—457.

391. Barwell F. T, MiIne A. A. Proc. 7th Int. Congr. Applied Mechanics, 1948, v. 4, p. 294—310.

392. Shooter К-V. Research, 1951, v. 4, p. 136—139.

393. Kozacka J. S. a. o. Trans. Amer. Soc. Mech. Engng, 1953, v. 75, p. 1203—1209; 1956, v. 78, p. 1403—1406.

394. Baughman R. A, Bamberger E. N. J. Basic Engng, 1963, v. 85, p. 265—272.

395. Frank H. Fertigungstechnik, 1943, Heft 7, S. 160.

396. Busch J. Amer. Machinist, 1946, v. 90, p. 129.

397. Foote F, Automative Ind., 1955, p. 72—73, 124.

398. Blackall St. F. Tool and Die J., 1950, v. 15, N 1, p. 64.

399. Product Engng, 1945, v. 15, p. 88—89.

400. Roessing K. W, Been 0. W. Proc. Amer. Soc. Test. Mat, 1962, v. 62, p. 1081—1087.

401. Mitsche R. J. Plansee Seminar, Reutte/Tirol, 1952, S. 27—38.

402. Френкель А. Б. Заводская лаборатория, 1956, т. 33, с 148— 189.

403. Yoshizawa I. Trans. Japan. Soc. Mech. Eng., 1958, v. 24, p. 466—471.

404. Fehse A. Werkstattstechnik, 1930, Bd 24, S. 238.

405. Lohse N. Z. V. D.I, 1935, Bd 75, S. 1107.

406. Graham J. W, Kennicott W. L. Ceram. Ind, 1950, v. 55, N 6 p. 93—96. Bull Amer. Ceram. Soc, 1963, v. 42, p. 106—109.

407. Hughes C. E., Miller E. T. Wire and Wire Prod, 1950, v. 25, p. 885—886, 902—904.

408. Kieffer R, Hotop W. Metallwirtsch, 1944, Bd 23, S. 379— 386.

409. Bundy F. P. a. o. Nature, 1955, v. 176, p. 51—55.

410. Hall H. T. Rep. Sci. Instr., 1958, v. 29, p. 267—275.

411. BaIIhausen C. Z. V. D. I, 1963, Bd 105, S. 617—623, 658— 662.

412. Nakayama N. Rep. Gov. Ind. Res. Inst, Nagoya, 1964, v. 13, p. 129—134.

413. Becker K — Chemische Apparatur, 1937, Bd 24, S. 33—35.

414. M a n С a n t e 11 i R. W, Woodward J. R. Mining Engng,, 1955, v. 7, p. 557—561.

415. Machinery, N. Y, 1951, v. 58, N 3, p. 185—186; Materials and Methods, 1951, v. 34, N 6, p. 69, Tool Eng., 1951, v. 27, Nov, p. 49; Iron Age, 1952, v. 169, N 1, p. 205, 1952, v. 170, N 7, p. 129.

416. Gillespie J. S, Wallace I. L. Steel, 1952, v. 130, p. 84.

417. Kennedy J. D. Steel, 1952, v. 131, N 5, p. 92—94; Materials and Methods, 1952, v. 36, N 2, p. 166—174; Precision Metal Molding, 1952, v. 10, № 10, p. 105—108.

418. Benson C. R, Chamer E. S, Amer. Machinist, 1955, v. 99, N 19, p. 126—127.

419. Textil Manuf, 1948, v. 74, p. 321.

420. Snyder G. H. Machinist, 1938, v. 82, p. ?47—648.

421. Fawcett W. E. Iron Age, 1952, v. 170, N 22, p. 114—116.

422. Schauman H. Werkstatstechn. und Maschinenbau, 1952, v. 42, p. 65.

423. Gleser K-M. Precision Metal Molding, 1952, v. 10, N 7, p. 31, 74—77.

424. Wilson T. A. Proc. 11-th Ann. Meet. Metal Powder Assoc 1955, v. 11, p. 44—51.

425. D e G Г О a t G. H. Tooling for Metal Powder Parts, McGraw — Hill, N. Y, 1958.

426. BiaA, G a 11 О A. Ing. Meccanica, 1963, v. 12 ,N 1, p. 41—45.

427. Ума некий A. M, Сокольский В. И. Порошковая ме­таллургия, 1964, № 2, с. 86—88.

428. Kieffer R, H о T о P W. Sintereisen und Sintershal, Springer- Verlag, Wien, 1948, S. 282—283.

429. Mosthaf E., Machinery, L, 1950, v. 77, p. 227—233.

430. Scheuba N. Techn. Mitt. Krupp. Forsch. Ber, 1962, Bd 20, S. 157—161.

431. Ballhausen C. Technik, 1949, Bd 4, S. 79.

432. Witthoff J. Techn. Rundschau, 1953, Bd 45, N 47, S. 1—3; Werkstattstechn. und Maschinenbau, 1955, Bd 45, S. 195—202.

433. Schoop M. V. Korrosion und Metallschultz, 1942, Bd 18, S. 243—244.

434. King F. E. Materials and Methods, 1952, v. 36, N 3, p. 112— 114.

435. Perry H. W. Metals Ind, 1952, v. 81, p. 421—422.

436. Barry J. J. Materials and Methods, 1953, v. 37, N 1, p. 80—81.

437. Donnelly W. L. Steel Proc, 1953, p. 279—282.

438. Teter M. A. Proc. IOth Ann. Meeting Metal Powder Assoc, Cleveland, 1954, v. 1, p. 68—71.

439. Eschelman R. H. Tool Eng., 1956, v. 36, N 1, p. 117—122; Iron Age, 1959, v. 183, N 21, p. 152—153.

440. Dickinson T. A. Metal Finishing, 1956, v. 2, N 15—16, p. 89— 90, 102.

441. Haycock H. J, Fraser R. J. Machinery, 1957, v. 91, p. 738—742.

442. K i r n e r K. Z. Metallkunde, 1950, Bd 51, S. 391—393.

443. Doyle A. G„ Lambert J. W. Brit Weld. J, 1963, V. 10, P. 450—461.

444. Bonner P. E, Cresswell R. A. Brit. Weld. J, 1963, V. 10, P. 205—211.

445. Zuchowski R. S, Garrabrant E. G, Welding J. 1964, v. 43, N 1, p. 13—26.

446. Иванов Г. П. Станки и инструмент, 1951, т. 22, № 5, с. 20—22.

447. Попил Ов Л. Я, Вестник машиностроения, 1952, т. 32, № 9, с. 60—61.

448. Цвибел В. Н, Вестник машиностроения, 1953, т. 33, № 12, с. 75—76.

449. Иванов Г. П, Титов Н. Д. Литейное производство, 1953, № 1, с. 21—22.

450. ПалатникЛ. С. ДАН СССР, 1953, т. 89, с. 455—458.

451. FrantzH. Fertigungstechnik, 1953, Bd 3, S. 91—95.

452. Deguer W. Fertigungstechnik, 1953, Bd 3, S. 241—244.

453. M и р к и н Л. А. Вестник машиностроения, 1955, т. 35, № 4, с. 48—51.

454. Полятченко А. В. Вестник машиностроения, 1955, т. 35, № 7, с. 65—70.

455. Bryjak Е„ Missol W. Hutnik (Polska), 1955, t. 22, s. 77—86.

456. Iron Age, 1955, v. 175, p. 122—123; 1956, v. 177, N 2, p. 83; Ma­terials and Methods, 1956, v. 44, N 4, p. 243.

457. S m i t h M. 0. INCO, 1936, v. 14, N 2, p. 16—17.

458. Jones F. G. Welding J, 1943, v. 22, p. 797—798.

459. Long G. J. a. o. Welding J, 1946; v. 25, p. 744—745.

460. Holtgren L. A, Parker R. E. Welding J., 1950, v. 18, p. 523—28.

461. Sayre H. S. Welding J., 1951, Bd 31, S. 35—39.

462. P a 11 О n W. Q. Iron Age, 1953, v. 172, N 23, p. 172—173.

463. Steinitz R., Binder I. Powder Met. Bull, 1953, v. 6, p. 123—125.

464. Moore D. G, Cuthile J. R. Bull. Amer. Ceram. Soc, 1955, v. 34, p. 375—382.

465. Mansford R. E. Metal Ind., 1958, v. 93, p. 413—416.

466. S e 11 i e r E. Rev. Sondure, 1959, v. 15, N 3, p. 130—135.

467. Искольдский И. И, Черки некая С. Т. Твердые спла­вы, 1959, т. 1, с. 116—127.

468. Grunert P. Neue Werkstoff durch pulvermetallurgische Vertahren, Akademie-Verlag, Berlin, 1964, S. 119—124.

469. Knotek О, Rapatz F. Hartaufschweisslegierungen Springer — Verlag, Berlin/Gottingen/Teidelberg, demnachst.

470. Avery H. S, C h a p i n H. J. Welding J, 1952, Bd 31, S. 917— 930.


Глава IV

ПРИМЕНЕНИЕ ТВЕРДЫХ СПЛАВОВ ДЛЯ ОБРАБОТКИ РЕЗАНИЕМ

Страница 2 из 41234