Порошкові карбідосталі що виготовлені з сумішей єлементарних порошків: Fe, Ti, C

Проте, в даний час як в нашій країні, так і за кордоном, опубліковано обмежене число робіт, присвячених дослідженню вказаних питань, причому досліджувалися головним чином, тільки прості схеми вантаження вільнї осадки, доущільнення в жорсткій циліндричній матриці і ін. Так, автори [37], досліджуючи вільну осадку циліндричних зразків, встановили, що по міру зменшення відношення h_k/d_o осаджуваного зразка, де h_k висота повністю ущільненої заготівки діаметром do, радіальна деформація Дd/d_o зменшується, що пояснюється впливом тертя контактних поверхонь осаджуваного зразка об плоскість бойків, а ущільнення зразка при одному і тому ж значенні ступеня осьової деформації збільшується [34].

Дослідження процесу заповнення матриці і ущільнення при гарячому штампуванні пористих заготовок осадкою в закритій циліндричній матриці показало, що розподіл щільності по радіальному перетину заготівки на різних етапах штампування визначали шляхом виміру твердості в різних точках перетину на заготовках, що відпалювали після штампування. При штампуванні заготовок осадкою в закритому штампі на початковій стадії відбувається радіальний рух матеріалу до стінок матриці, із збільшенням щільності з 75 до 77 %. На другій стадії процесу спостерігається зростання ступеню нерівномірного розподілу щільності в обємі з утворенням "мертвих зон" в нижніх кутах матриці внаслідок тертя матеріалу об стінки матриці і охолоджування нижнього торця заготівки від холодного нижнього пуансона. Після цього відбувається остаточне доущільнення заготовки і вирівнювання щільності по перетину.

При гарячому штампуванні з елементами витискування спостерігається складніша картина деформації. На початковому етапі штампування, коли матеріал ще достатньо пористий, відбувається, головним чином, його доущільнення без значного витискування в нижню порожнину штампу. З підвищенням щільності матеріалу збільшується інтенсивність витискування. При цьому, в об'ємі заготівки під видавлюваним відростком утворюється зона підвищеної пористості, діаметр якої приблизно дорівнює діаметру відростка, а її висота залежить від співвідношення діаметру заготівки і видавлюваного відростка: при великому діаметрі відростка зона ущільнення проходить через всю висоту заготівки. На пізній стадії процесу відбувається остаточне доущільнення заготовки з утворенням в центрі поковки найбільш щільної зони, що пояснюється, на думку авторів [38] ефектом різниці температур по перетину і адіабатичним розігріванням матеріалу в центрі унаслідок великих зсувних деформацій.

Аналіз вказаних робіт підтверджує висновок, зроблений при теоретичному дослідженні процесу екструзії пористого матеріалу, який полягає в тому, що на початковій стадії процесів деформації пористих заготовок, відбувається інтенсивне їх ущільнення без значного формозмінення. Досягши деяких критичних значень щільності ущільнення заготівки різко сповільнюється і деформація здійснюється головним чином за рахунок зміни форми.

Одному з важливих завдань при розробці і дослідженні процесів гарячого штампування є визначення їх енергосилових параметрів. Відомо, що процес гарячої пластичної деформації металів супроводиться двома паралельно протікаючими процесами: наклепуванням частинок матеріалу і їх рекристалізацією. Ступінь впливу кожного з цих чинників на енергосилові умови гарячого штампування пористих заготовок визначається їх початковою пористістю і температурно-швидкісними умовами процесу. У роботах [34 - 37] приведені порівняльні результати дослідження енергосилових параметрів гарячого штампування при різних початкових значеннях пористості і швидкостей деформації на кривошипному пресі і молоті. У всіх випадках робота деформації і зусилля при штампуванні на молоті більше, ніж у разі штампування на пресі при однакових значеннях пористості заготовок, і, навпаки, збільшення швидкості деформації приводить до зменшення щільності пресувань при однаковій роботі ущільнення [37]. Це пояснюється тим, що при високих швидкостях деформації спостерігається відставання роззміцнюючого процесу (рекристалізації) від зміцнюючог (наклепування), оскільки рекристалізація протікає не миттєво і не завжди встигає завершитися під час деформації при великій її швидкості.

При гарячому штампуванні на пресі із зменшенням початкової пористості заготовок q₀ тиск ущільнення, необхідний для отримання пресовок однакової щільності, знижується [36], що може бути пояснене зменшенням ступеня деформації матеріалу при зниженні и₀. Зменшення ж ступеня деформації, у свою чергу, призводить до зниження ступеня гарячого наклепування.

Аналіз результатів досліджень штампування пористих заготовок на молоті різних авторів приводить до суперечливих висновків відносно впливу початкової пористості заготовок на зусилля деформації. Так, якщо в роботі [34] зусилля деформації (так само як і при штампуванні на пресі) зростає із збільшенням и₀, то автори [37] вказують на зворотний характер залежності: із зменшенням и₀ тиск зростає, не дивлячись на зниження ступеня деформації і роботи ущільнення.

Зниження температури гарячого штампування зменшує вплив швидкості на щільність пресовок при однаковій роботі ущільнення [36]. Підвищення ж температури, збільшуючи пластичність матеріалу і зменшуючи його опір деформації, сприяє підвищенню щільності за аналогічних умов деформації.

1.3 Вплив параметрів гарячого ущільнення на структуру і властивості отримуваних матеріалів

Разом з відомими теоретичними і експериментальними дослідженнями процесів гарячого ущільнення пористих порошкових матеріалів, був проведений великий комплекс досліджень, присвячених вивченню впливу параметрів гарячого ущільнення на структуру і властивості отримуваних матеріалів.

Найбільш широке застосування методи ГШПЗ знайшли для отримання виробів з порошків на основі сплавів заліза, при цьому отримувані матеріали по своїх властивостях часто не поступаються, а у ряді випадків і перевершують компактні матеріали аналогічного складу, що отримуються звичайними металургійними методами [39]. У роботах [40, 41] приведені результати досліджень властивостей пористих неіржавіючих сталей Х23Н18 і Х25, отриманих методом ГШПЗ із заздалегідь легованих порошків. Аналіз отриманих результатів показує, що гаряче штампування без попереднього спікання заготовок або дифузного відпалу поковок найчастіше не дозволяє отримувати щільні вироби з високими физико-механическими властивостями. Попереднє ж спікання або дифузійний відпал дозволяє істотно підвищити міцнісні, пластичні і корозійні характеристики порошкових сталей.

Автори [40, 41], досліджуючи вплив швидкості гарячого штампування на структуру і властивості поковок із залізного порошку, показали, що збільшення швидкості ГШПЗ викликає деяке зростання міцності поковок при однаковій щільності, проте знижує показники пластичності [34,36]. Ці дані також знайшли підтвердження за наслідками роботи [35], в якій показано, що застосування високошвидкісних молотів для штампування заготовок із сталевих порошків дозволяє отримувати матеріали з достатньо високим рівнем міцності навіть в порівнянні із сталевим прокатом високої якості.

Істотний вплив на структуру і властивості порошкових матеріалів, отриманих ГШПЗ, має початкова пористість заготовок, а також ступінь деформації частинок матеріалу при штампуванні і приведена робота деформації. Так, автори роботи [36], вказуючи на погіршення властивостей горячештампованних матеріалів із зменшенням початкової пористості заготовок, пов'язують це, головним чином, з гіршими умовами довідновлення оксидів при нагріванні під штампування в середовищі водню для заготовок з нижчою пористістю, а також більшою неоднорідністю їх пластичної деформації.

Однією з особливостей мікроструктури гарячештампованних порошкових матеріалів є стовбчатість периферійних зерен і різнозернистість структур центральної і периферійної зон зразків: по міру наближення до центральної частини зразків розмір зерен збільшується [35,36]. Автори [36] пояснюють це тим, що первинна рекристалізація тут йде повніше, оскільки швидкість охолоджування набагато менше, ніж в периферійній зоні. При цьому, з підвищенням температури гарячого штампування різнозернистість зон зменшується.

Достатньо сильний вплив на ступінь різнозернистості має величина пластичної деформації матеріалу основи частинок: підвищення значення е₀, яке досягається збільшенням, зокрема, початковій пористості q₀ заготовок, приводить до рівномірної фрагментації зерен. При ущільненні заготовок з низькою пористістю (при и₀ = 5 9 %) структура гарячештампованного матеріалу грубозерниста і неоднорідна, що значно знижує його механічні властивості [37].

Механічні властивості гарячештампованних порошкових сталей істотним чином залежать також від гранулометричного складу початкових порошків: найбільш високий рівень механічних властивостей спостерігається в сталях, виготовлених з дрібних порошків [30]. Причиною зниження властивостей сталей при збільшенні розмірів початкових порошків є важкість довідновлення внутрішньочастинкових оксидів, які зберігаються в сталях після спікання, і мають негативний вплив на механічні властивості матеріалів.

Дослідження впливу коструктивної схеми гарячого штампування на структуру і властивості отримуваних матеріалів [42] показало, що відкрите гаряче штампування неспечених заготовок, наближених формою до готового виробу, приводить до набуття низьких механічних властивостей матеріалу унаслідок грубих дефектів структури. Помітне підвищення властивостей досягається шляхом реалізації схем вантаження, що забезпечують інтенсивні деформації зсуву, зокрема штампування витискуванням [38, 39]. У зв'язку з цим досить актуальними стають питання розробки нових, дослідження і вдосконалення відомих ефективних схем деформації і конструктивних рішень для їх реалізації. Так, автори роботи [39] запропонували метод штампування заготовок з порошку титану витискуванням з протитиском (підпором). Запропонований метод дозволяє отримувати з порошкових матеріалів вироби складної форми з властивостями, які мало відрізняються від властивостей аналогічних виробів з монолітного титану.

Висновки та постановка завдання досліджень

Підсумовуючи вище сказане можна зробити висновки, що серед зносостійких матеріалів, що виготовляються методами порошкової металургії набувають широкого поширення карбідосталі композити, що складаються з карбідів з масовою часткою від 10 до 70% і металевої зв'язки з, як правило, легованій сталі. Як основний карбід для карбідосталей найчастіше використовують карбід або диборид титана.

Карбідосталі спочатку розроблялися як сплави, по своїх властивостях проміжні між інструментальними сталями і твердими сплавами. Традиційні карбідосталі з 40 60 % об'ємних доль TіC є твердими сплавами, багатими металом. Об'ємний вміст тугоплавкої фази в карбідосталях значно більше, ніж в інструментальних сталях, але менше, ніж в традиційних твердих сплавах. Це дозволяє після відпалу піддавати їх всім видам механічної обробки, а після гарту і відпустки карбідосталі володіють високою твердістю і зносостійкістю, у ряді випадків не поступаючоюся відповідним характеристикам традиційних твердих сплавів, проте завдяки великому змісту металевої фази у них істотно вище пластичність і в'язкість.

В той же час, при використанні традиційної технології отримання карбідосталей, що включає помел і змішування шихти, що складається з порошків карбіду титана і сплаву на основі заліза, пресування заготовок і рідкофазне спікання, не вдається повною мірою реалізувати їх позитивні властивості через неповну змочуваність карбіду титану сталевою зв'язкою, що пов'язане з частковим окисленням карбідних частинок, що відбувається при помелі шихти і веде до появи важкоусувуваних пор, що істотно знижують механічні властивості матеріалу.

При рідкофазному спіканні сплавів TіC сталь рідка фаза заповнює зазори між твердими частинками і викликає взаємне переміщення частинок під впливом сил поверхневого натягу. При цьому, процес спікання супроводиться розчиненням в рідкій фазі дрібних карбідних частинок і перенесенням їх речовини на більші. В результаті дрібні частинки зникають, а великі ще більш збільшуються. У зв'язку з цим, при використанні традиційної технології отримання карбідосталей із застосуванням рідкофазного спікання, достатньо складно отримати дрібнозернисту структуру, оскільки необхідність отримання щільного сплаву зумовлює застосування достатньо високої температури спікання, що активує, разом з ущільненням композиту, активне зростання зерен.

Проте, з досвіду отримання і обробки гетерофазних матеріалів відомо, що найкращий зв'язок між фазами забезпечується в умовах виділення фаз при розпаді твердих розчинів. Це ж явище може спостерігатися при виділенні карбідних фаз з матриці на основі інтерметаллідів. У разі реалізації цього ефекту з'являється можливість впливати на швидкість росту карбідних зерен, що зароджуються, і тим самим формувати дрібнозернисту структуру, здатну підвищити як фізико-механічні параметри матеріалу, так і його зносостійкість. У зв'язку з вищевикладеним, був запропонований новий підхід до отримання високозносостійких дрібнозернистих композитів системи карбід титану - сплав на основі заліза, що полягає в тому, що карбідна фаза не вводиться в початкову шихту у вигляді порошку карбіду титану, а формується в процесі сплавоутворення при спіканні порошкових сумішей, що складаються з порошків титану, заліза і вуглецю.

Аналіз сучасних тенденцій розвитку матеріалознавства порошкових зносостійких і конструкційних матеріалів на основі заліза свідчить про актуальність і доцільність розробки нових економнолегированних сплавів для роботи в умовах підвищених навантажень і інтенсивної стираючої дії, а також ефективних маловідхідних технологій їх виготовлення з метою забезпечення заданого комплексу властивостей.

Зносостійкість матеріалу при фрикційному, абразивному або ударно-абразівному зносі визначається комплексом його фізико-механічних характеристик і умовами навантаження, тому в залежності від умов його навантаження оптимальна структура матеріалу та його властивості можуть бути різними.

Основними чинниками, що визначають надійну роботу зносостійкого матеріалів, поряд з високою несучою здатністю, є, як правило, підвищена твердість в сполученні з прийнятним рівнем пластичності. Основоположні принципи отримання зносостійких матеріалів передбачають, також, необхідність створення чітко вираженої нерівноважної структури з суттевою різницею в мікротвердостіпластичної матриці та твердої фази.

При використанні традиційної технології отримання карбідосталей із застосуванням жідкофазного спікання, достатньо складно отримати дрібнозернисту структуру, оскільки необхідність отримання щільного сплаву зумовлює застосування високих температур спікання, що активує, разом з ущільненням композиту, інтенсивне зростання зерен. Застосування гарячого штампування, практично не змінюючи середній розмір зерен TIC, в той же час дозволяє істотно подрібнити структуру матричного сплаву, розміри зерен якої зменшуються в 2 - 2,5 разу.

На основі використання ефекту появи низькотемпературної евтектики в системі Fe Ti був запропонований новий технологічний підхід до отримання композитів системи карбід титану - сталь, що полягає в тому, що карбідна фаза не вводиться в початкову шихту у вигляді порошку карбіду титану, а формується в процесі сплавоутворення при реакційному спіканні порошкових сумішей, що складаються з порошків титану, сплаву на основі заліза і вуглецю.

Аналіз результатів спікання порошкових сумішей Ti - Fe C з різним початковим змістом компонентів дозволив зробити виcновок, що максимальний вміст титану в початковій суміші, що забезпечує отримання міцних і безрасслойних зразків, складає 22 - 25 % (мас.), що відповідає розрахунковому вмісту карбіду титану в псевдосплаві близько 30 %. Із збільшенням змісту титана і вуглецю в шихті, не дивлячись на наявність в процесі спікання значної кількості рідкої фази, не тільки відсутня усадка, але навіть спостерігається помітне об'ємне зростання і розшарування матеріалу унаслідок швидкоплинного протікання екзотермічною реакцією при взаємодії між титаном і вуглецем, що супроводиться виділенням значної кількості тепла і газоподібних продуктів реакції.

Метою роботи є дослідження структуроутворення в процесі реакційного спікання та гарячого деформування порошкових сумішах систем Fe Ti C і Fe Ti B₄С та розробка технології одержання порошкових зносостійких матеріалів на основі системи Fe Ti C(B).

2. Експериментальна частина

2.1 Теоретичні та технологічні основи отримання композитів на основі системи карбід титану - сталь

2.1.1 Основні структурні та технологічні особливості карбідосталей

Серед зносостійких матеріалів, що виготовляються методами порошкової металургії, отримали широке застосування карбідосталі - композити, що складаються з карбідів масовою часткою від 10 до 70 % та металевої зв'язки з як правило, легованої сталі. В якості основного карбіду для карбідосталі найчастіше використовується карбід або диборид титану.

Карбідосталі спочатку розроблялися як сплави, за своїми властивостями проміжні між інструментальними сталями та твердими сплавами. Місце псевдосплавів карбіду титану з сталевою матрицею наглядно можна представити на рис. 2.1.

Рисисунок 2.1 Вплив об'ємного вмісту твердої фази на зносостійкість та основні механічні властивості матеріалів [43]

Традиційні карбілосталі з 40 - 60 % об'ємної частки ТіС є твердими сплавами, багатими на метал. Об'ємний вміст тугоплавкої фази в карбідосталях значно більше, ніж в інструментальних сталях, але менше, ніж в традиційних твердих сплавах. Це дозволяє після відпалу піддавати їх всім видам механічної обробки, а після гартування та відпуску карбідосталі мають відносно високу твердість та зносостійкість, в деяких випадках не поступаючись відповідним характеристикам традиційних твердих сплавів, однак завдяки високому вмісту металевої фази у них суттєво вищі пластичність та в'язкість.

Властивості карбідосталей в значній мірі залежать від властивостей тугоплавкої та металевої складових, а також від міцності адгезійного зв'язку між ними. Остання повинна мати той же порядок, що й міцність cкладових псевдосплаву, причому основну роль при утворенні між ними міцного адгезійного зв'язку відіграє змочування тугоплавкої фази розплавом та між фазна поверхнева енергія на границі розподілу тугоплавкої фази та металевої зв'язки [43].

При виборі складових карбідосталей необхідно також враховувати термодинамічну сумісність фаз. Це означає, що між твердою фазою та металевою зв'язкою не повинно спостерігатися значного взаємного розчинення або відбуватися відчутної хімічної взаємодії з утворенням нових крихких фаз. Нарешті, при виборі компонентів необхідно враховувати також їх термохімічну взаємодію, тобто компоненти сплаву повинні, по можливості, мати близькі коефіцієнти термічного розширення, бо при їх суттєвій різниці виникають відчутні термічні напруження на міжфазній границях, що зменшує міцність останніх [43]. В зв'язку з цим, найуживанішою основною твердою фазою для отримання карбідосталей так як і для отримання твердих сплавів, є переважно, карбіди перехідних металів. Так, в переважній більшості твердих сплавів використовується в основному монокарбід вольфраму WC завдяки його унікальним властивостям серед інших твердих металоподібних сполук. Він має найбільший модуль пружності Е в сполученні з деякою пластичністю при кімнатній температурі [44]. Тверді сплави на основі WC відрізняються високою зносостійкістю в поєднанні з високими властивостями міцності [45]. В той же час, для використання в якості твердої фази карбідосталі з точки зору економічної та технічної доцільності найбільше поширення знаходять тугоплавкі сполуки титану (головним чином - TiC та Ti(C, B)). Такий вибір зумовлений, в першу чергу, достатньо високими характеристиками твердості та пружності в цих сполуках [43].

Карбід титану по мікротвердості переважає більшість інших карбідів перехідних металів (див. таб. 2.1). Він має високу термодинамічну стабільність в металевих розплавах, високу температуру плавлення, низьку щільність, високу корозійну стійкість [44]. Неменш важливо, те що вихідна сировина для виробництва TiC не є дефіцитною.

Недоліками карбіду титану в порівнянні з WC є його висока крихкість, великий коефіцієнт термічного розширення, низька теплопровідність, відносно гірше змочування металами, більш низька гаряча міцність у порівнянні з WC. Принциповою різницею TiC від WC є те, що він має широку область гомогенності та здатен утворювати широкі області твердих розчинів з іншими карбідами металів IV a … VI a підгруп [43, 44].

2.1.2 Аналіз структурних діаграм, контактна взаємодія та змочування в системах сплавів Fe - Ti - C - В

Вибір оптимальних по властивостям та складу композитів на основі системи Fe - Ti - C, режимів їх спікання та термічної обробки заснований на аналізі відповідних діаграм стану системи.

Перед тим як перейти до розгляду діаграми стану потрійної системи, коротко зупинемося на і розглянемо бінарні системи Fe - Ti та Ті - С.

Таблиця 2.1 - Основні фізико - механічні характеристики карбідів, боридів та нітридів перехідних металів IV a … VI a підгрупи [239, 241]

Сполука	Е, ГПа	Мікротвердість	бЧ106, К-1	л, Вт/(мЧК)	Тпл, К	г, кг/м-3	узтиснення, ГПа
TiC ZrC HfC VC NbC TaC Cr3C2 Mo2C WC	494 410 480 495 479 550 370 531 737	3000 2800 2600 2880 2170 1830 1500 1830 1890	7,59 7,01 6,80 7,25 7,21 7,8 11,7 7,8 3,9	6,8 11,6 16,3 9,8 15,0 31,8 19,1 31,8 29,3	3530 3803 4233 2898 3660 2792 2103 2792 3054	4930 6730 12600 5360 7560 9040 6680 9040 15700	1,38 1,60 -- 0,62 2,42 1,75 1,05 -- 2,72
TiN ZrN HfN VN NbN TaN	390 374 480 390 484 576	1950 1500 1670 1300 1830 1440	9,35 7,24 6,90 9,20 10,1 3,6	41,8 28,2 19,0 2,9 4,2 5,5	3220 3260 3580 2300 2323 3360	5430 7090 11700 6040 8400 13800	1,30 1,00 -- -- -- --
TiB2 ZrB2 HfB2 VB2 NbB2 TaB2 CrB2 Mo2B5 W2B5	541 496 480 340 638 687 450 672 775	3370 2250 2900 2800 2590 2540 2070 2330 2660	4,6 5,9 6,3 6,1 8,0 8,2 10,5 8,6 7,8	66,4 57,9 51,0 42,2 24,0 16,0 31,8 50,2 25,9	3063 3473 3523 2673 3050 3473 2473 2473 2640	4380 6170 10500 5100 6970 12380 5220 7010 11000	1,35 1,59 -- -- -- -- 1,28 -- --

В системі Fe - Ti (рис. 2.2) існує дві інтерметалідні фази: Fe₂Ti, що містить близько 30,0 % Ti, та FeTi с 46,17 % Ti з температурами плавлення відповідно 1427 та 1317 °С. Сполука Fe₂Ti має більш широку область гомогенності (близько 10 % ат. долей при 1300 °С), ніж FeTi (не більше 4 % ат. долей). Температура евтектичного перетворення Fe + Fe₂Ti складає, по даним роботи [46], близько 1289 °С, однак в літературі приводяться і інші значення (по даним [47] - 1340 °С).

Гранична розчинність титану в -Fe, при температурі евтектики досить висока і складає, по даним різних дослідників, від 8 до 13,74 % ат. [41]. При зниженні температури розчинність різко зменшується, складаючи при 700 °С близько 2,3 % ат. Розчинність Ti в -Fe більш низька: максимально 0,70,9 [46] і навіть 0,2 % ат. [43] при 1100 ⁰С.

В системі Ti - C й досі не існує єдиної думки про температуру плавлення карбіду титану: різні автори вказують температури від 2940 до 3250 °С [46, 47]. Максимальний вміст вуглецю в TiC змінюється від 50 % ат. (20 % мас.) при температурі евтектики TiC + С близько 2900 °С, до 47,8 % ат. при температурі евтектики -Ti + TiС при 1645 °С (Рис. 2.3).

Карбід титану має широку область гомогенності: низьковуглецева границя діаграми розміщена при температурі евтектики -Ti + TiС, по даним різних авторів від 18 до 33 % ат., що відповідає складам від TiС_0,22 до TiС_0,49 [43]. Високовуглецева границя точно не встановлена. При температурі евтектики TiС + С (2776 °С) склад карбіду близький до TiС_1,0, а область гомогенності зазвичай приймається в межах TiС_0,48 - TiС_0,98 [40].

Система залізо - титан - вуглець відноситься до групи систем Me - C - Me, где Me - перехідний метал IV a підгрупи, Me - метал групи заліза, типовим для якого є квазібінарна рівновага евтектичного типу між MeC та Fe, Co або Ni [48]. Однак, квазібінарна рівновага існує лише в достатньо вузьких межах складу карбіду в області гомогенності, близькому до стехіометричного складу. При зниженні або підвищенні вмісті вуглецю за межами квазібінарної рівноваги з'являються надлишкові фази, що зазвичай призводять до зниження механічних властивостей сплавів.

Дослідження системи Fe - Ti - C, результати яких приведені в публікаціях [49], дозволили визначити, що в останній існують наступні тверді фази: та тверді розчини на основі титану, графіт, інтерметаліди FeTi та Fe₂Ti, тверді розчини заліза та і карбідна фаза TiC. Потрійних сполук, що зайдені, наприклад, в системах MeC - Me, а також подвійних карбідів титанут або заліза не знайдено. Щодо твердо фазної розчинності Ti, Fe і C, то не перевищує 2 % ат. в більшості фаз аж до температури плавлення. Розчинність Fe в TiC_0,9 при 1475 °С складає близько 1 ат. %, а у відповідності до [47] - 0,7 мас. % при 1100 °С. Твердофазна розчинність TiC в -Fe або -Fe при будь-яких аж до температури евтектики (1475 °С) не перевищує 0,6 мас. % і швидко знижується зі зниженням температури: 0,2 % при 1200 ⁰С та 0,04 % при 920 °С [50]. Розчинність вуглецю в фазах Fe₂Ti та FeTi згідно даним [49] не перевищує 0,2 мас. % (2,4 ат. %) і 0,1 мас. % (0,85 ат. %) відповідно.

Рисунок 2.2 - Діаграма стану системи Fe - Ti



Рисунок 2.3 Діаграма стану системи Ti - С

На Рис. 2.4 а, б представлені ізотермічні перерізи діаграм системи Fe - Ti - С, отримані в різний час в роботах [49]. Для обох приведених перерізів діаграми характерна наявність областей фазової рівноваги: + -Fe; + -Fe +



-Fe, -Fe + . Ці області головним чином цікаві тим, що оскільки саме в них знаходяться склади сплавів, маючих практичне значення. В той же час, дані приведені в [49] відрізняються від даних [48] існуванням трьохфазної області TiС + Fe₃C + -Fe, що вказує на той факт, що підвищення концентрації вуглецю в сплаві TiС - Fe веде до появи не вільного вуглецю, як у відомих системах Ti - Ni - C або Ti - Co - C, а цементиту Fe₃C. При цьому, дані отримані з обох робіт схожі тим, що при зміщенні по діаграмі стану в сторону зменшення в сплаві заліза, ширина областей + -Fe + -Fe і + -Fe зменшується, а областей -Fe + збільшується. З чого слідує, що зі збільшенням в сплаві вмісту TiC зменшується можливість отримання сплавів, що можна піддати гартуванню, через те що зі зменшенням вмісту вуглецю нижче лінії:

+ -Fe + -Fe = + - Fe

сплави стають нетермооброблюваними в зв'язку з відсутністю переходу.

Неоднозначна думка різних дослідників відносно температури протікання двох псевдобінарних евтектичних реакцій:

L = TiC + Fe₂Ti і L = TiC + -Fe.

Так, по даним [49] ці значення складають 1370 °С и 1475 °С відповідно, в той же час [47] вказують на значення температури 1350 и 1520 °С. Дані отримані В.Н. Єременко щодо реакції L = TiC + -Fe близькі за температурою перетворення (1460 °С) до даних [49], однак різняться у визначенні складу евтектики: 3,8 % мас. TiC (7 мол. %) по даним [50] при 13 мол. % TiC в роботі [49]. В той же час склади евтектик, отримані в роботах [46] и [49] досить близькі.

Формування структури карбідосталі, а отже, її основні властивості в значній мірі залежать від характеристик змочування застосовуваної сталі - зв'язки по відношенню до тугоплавкої фази, температурної залежності зміни краєвого кута змочування ? карбіду титану сталлю, вихідного стану компонентів по вмісту домішок, що впливають на термокінетичні параметри процесу спікання. Змочування забезпечує тісний контакт на міжфазній поверхні тверде тіло - рідина та, таким чином, міцний зв'язок на контактній поверхні тугоплавкої та металевої фази отриманого композиту. Крім того, змочування в значній мірі визначає рівномірність розподілення твердої та металевої фаз в об'ємі матеріалу [41].

Значний інтерес представляє можливість оцінити впливу легування заліза різними елементами на змочування карбіду титану. При цьому, в першому наближенні характеристику змочування можна оцінити виходячи із значення поверхневого натягу розплаву ?_жт, зменшення якого призводить до зменшення краєвого кута змочування. У відповідності до роботи [51] поверхнево - активні елементи, що знижують ?_жт є: Cu, B, Si, Zr, P, O, S, Cr, Sb, As, Mn, Ni. Поверхнево неактивним є: C, N, V, Co, а підвищують значення ?_жт Ti, Mo, W.

В літературі приведено багато даних щодо змочування карбіду титану залізом та сплавами на його основі [51 - 54 та ін.]. Головним чином, інтерес представляють, дані про змочування TiC в вакуумі, оскільки технологічні процеси отримання карбідосталей (спікання, просочування) проводяться, як правило, в вакуумі. В середовищі аргону та особливо водню залізо та його сплави змочують карбід титану помітно гірше [52], що можна пояснити наявністю певної кількості залишкового кисню в застосовуваних захисних газах та погіршенням очищення оксидних плівок в газах на відміну від вакууму.

Краєвий кут змочування TiC чистим залізом по даним більшості авторів становить 40 °, в той час як змочування карбіду титану сплавами заліза може, в залежності від складу сплаву, чистоти карбіду та температури, змінюватися в широких межах від 0 до 82° [52, 53].

Автори роботи [54], досліджуючи контактну взаємодію карбіду титану зі сплавами на основі заліза в температурному інтервалі 1480 - 1500 °С, показали, що добавки Ni, Cr і Si, введені в залізо, поліпшують його адгезію до карбіду титану, тобто є міжфазноактивними елементами, а також сприяють формування гетерофазної, дрібнозернистої структури контактної зони взаємодії. При цьому, для кожної з розглянутих добавок існує її оптимальний вміст в сплаві, що мінімізує краєвий кут змочування. Так, зі збільшенням вмісту нікелю в сплаві до 12 мас. % контактний кут збільшується до 54 °, а потім, при вмісті нікелю 20 - 30 мас. % - зменшується до 11 °. Оптимальне значення вмісту хрому в Fe - Cr сплаві, що забезпечує кут змочування карбіду титану в межах 30 - 34 °, складає 11 - 16 мас. %. Більш високі адгезій ні характеристики по відношенню до TiC забезпечують Fe - Si сплави, що пояснюється досить високою міжфазною активністю кремнію. При вмісті кремнію в сплаві 2,9 мас. % краєвий кут складає 18 °, та досягає нульового значення при 5,4 мас. % [54]. Іншим сильним розкислювачем є - алюміній, також проявляє в розплавах Fe - Ni та Fe - Cr значну між фазну активність, призводячи до значного зменшення та підвищенню роботи адгезії.

Певний інтерес представляє питання впливу вмісту вуглецю в сталевій зв'язці на змочування карбідної складової. Автори роботи [52] показали, що при нагріванні в вакуумі рівновісні та нерівновісні кути змочування карбідів (TiC та ZrC) розплавами Fe - C збільшуються при підвищенні вмісту вуглецю в залізі від 1 до 4 %. Зростання значення при збільшенні вмісту вуглецю в сталі від 0,6 до 1,0 % відмічено в роботі [54]. Ці дані відповідають загальним уявленням про змочування, згідно до яких по мірі наближення системи до стану рівноваги, що відбувається при збільшенні вмісту вуглецю в сталі, взаємодія між карбідом та рідким металом послаблюється, а значення , відповідно, збільшується [52].

Ступінь змочування карбідів в деякій мірі змінюється, також, зі зміною складу карбідної фази. Для системи карбід - метал з хімічною взаємодією на міжфазній границі величина и зменшується разом зі збільшенням дефектності карбіду по вуглецю [53]. Поліпшення змочування може бути досягнуто, також, шляхом легування TiC карбідами перехідних металів V а та VI а підгруп, що краще змочуються металами групи заліза, ніж карбіди перехідних металів Iv а підгрупи, до яких належить TiC. Одним з прикладів такого підходу є ефект зниження при змочуванні подвійного карбіду (Ti, Nb)C нікелем [52].

2.2 Теоретичні принципи формування боровмісних композитів на основі залізовуглецевих сплавів

Застосування бору як основний легуючий елемент для виготовлення зносостійких порошкових композицій на основі сплавів заліза обуславліваєтся цілим рядом його унікальних властивостей. Так, автори [45] вважають, що використання бору (разом з ванадієм, титаном, ніобієм і так далі) відкриває принципово нові можливості для отримання економнолегированних сталей, експлуатаційні характеристики яких у багатьох випадках не тільки не поступаються, але і перевершують рівень властивостей сталей, що отримуються із застосуванням традиційної системи легування. Вибір бору, окрім того, цікавий тим, що його евтектичні сплави із залізом мають, як правило, вищу температуру плавлення, ніж чавун, добре змочують твердофазне залізо, відновлюють оксиди і, що особливо цінно, схильні до гетерогенізації при взаємодії з іншими легуючими елементами.

Аналіз діаграми стану Fе B (рис.2.10) показує, що введення бору значно знижує температуру плавлення заліза; що знаходиться в лівій частині діаграми стану евтектика, що складається з б-Fe і бориду Fe₂В, має мінімальну в системі Fe-В температуру плавлення 1200 ⁰С



Рисунок 2.5. Діаграма стану системи Fe - B

Борид заліза, як вказують автори [53], характеризується високою твердістю, зносостійкістю, жаростійкістю і корозійною стійкістю. Ці властивості бориду заліза використовують, зокрема, для поверхневого борування сталей в газовій, рідкій або твердій борвмісній фазі [55, 56].

Аналіз теоретичних уявлень про механізм легування металів бором вказує на несприятливі умови впровадження і заміщення заліза бором при боруванні, оскільки для цього потрібна в 300 разів більше енергія деформації ніж, наприклад, для впровадження в залізо атомів вуглецю [55].

В той же час, в евтектичних сплавах металів групи заліза з бором відбувається утворення боридних з'єднань при вельми низьких енергетичних витратах і температурах ( Т = Т_пл. - Т_эвт. = 300 400 ⁰С) [56]. Відмічені закономірності приводять до висновку про можливість використання тиких чинників для вибіркового легування заліза, яке полягає в тому, що при формуванні композиційних матеріалів на його основі в процесі спікання проводиться переважне насичення бором і боридоутворюючими елементами лише евтектичною складовою композиту. Така можливість досягається завдяки низькій розчинності бору в залізі (до 0,08 %) [45] при високому коефіцієнті відношення діаметру їх атомів d_В/d_Fe = 0,76 [55], внаслідок чого дифузії бору з рідкої фази в залізний каркас аж до його плавлення ускладнюється і практично весь бор витрачається на утворення боридних з'єднань в евтектичній фазі з утворенням істотно гетерогенної структури формуємого матеріалу.

Згідно діаграми стану системи залізо бор [45] в цікавій для практичного застосування її частини утворюються два боридних з'єднання Fe₂В та FeВ.

Напівборид заліза Fe₂В утворюється при змісті бору 8,84 % (мас.). Він має тетрагональну просторово-центровану кристалічну гратку з параметрами а = 5,109 10^-10 м, с = 4,249 10^-10 м і відношенням с/а = 0,832. Піктометрична щільність Fe₂В знаходиться в межах 6,93 до 7,30 г/см³, температура плавлення 1410 ⁰С.

При еквімолярному відношенні компонентів в даній системі утворюється моноборид заліза FеB з масовим вмістом бору 16,25 %. Він має ромбічну структуру; параметри його грат рівні: а = 4,061 10^-10 м, в = 5,506 10^-10 м, с = 2,952 10^-10 м, піктометрична щільність від 6,47 до 6,8 г/см³ і температура плавлення 1650 ⁰С [45]. При цьому, моноборид є стійкішим, ніж напівборид заліза.

При утворенні бориду заліза атом металу прагне до захоплення валентних електронів бору і заповнення ними 3d-полосы заліза, у зв'язку з чим щільність станів в d-полосе збільшується із зростанням вмісту бору в бориді. Це приводить до перерозподілу валентно-активних електронів між зв'язками різних типів таким чином, що загальна міцність міжатомного взаїмодествія збільшується в результаті посилення ковалентного зв'язку В В. Одночасно з переходом від Fe₂В до FеB змінюються властивості бориду заліза: збільшується питомий електричний опір і температура плавлення, зростають мікротвердість і модуль пружності [45].

Структурні особливості будови граток бориду заліза обох типів, ізольованість атомів бору в гратах бориду FеB обумовлює їх специфічні властивості, зокрема високу твердість, тугоплавкість і електропровідність.

Висока мікротвердість бориду (близько 15000 і 20000 МПа відповідно) зумовлює також їх високу крихкість. Твердість бориду і її збереження до високих температур 850 900 ⁰С обумовлена енергетичною стабільністю. Легуючі елементи молібден, вольфрам, марганець і хром, підвищують твердість бориду Fe₂В, а алюміній і мідь, навпаки, знижують, тоді як на твердість бориду FеB легуючі елементи впливають слабо [55]. Найбільш висока твердість бориду досягається тоді, коли хімічний зв'язок атомів з бором здійснюється електронами, що належать переважно атомам заліза, а атоми бору переходять в стан позитивно заряджених іонів. Зменшення енергії відбувається при зростанні концентрації нелокалізованих електронів за рахунок їх розпушуючої дії [54]. По міру збільшення частки нелокалізованих електронів різко підвищується крихкість боридних з'єднань. При цьому крихкість бориду FеB вища, ніж Fe₂В.

Легуючі елементи, що ослабляють сили міжатомного зв'язку (алюміній, мідь, нікель) зменшують крихкість бориду FеB, а хром, марганець, молібден і вольфрам збільшує її [57].

Очевидно, що істотний вплив на властивості спеченого композиційного матеріалу надає склад боровмісног легуючого сплаву, використовуваного для введення в початкову шихту бору. За даними роботи [56] найбільш поширеними в світовій практиці боровмісними легуючими сплавами є феробор (12 20 % B; 2% Si; 2% Al; 0,10% C) і силікобор (2 3 % B; 40 45 % Si; 0,2 % Al; 0,05% C). Проте, враховуючи відсутність промислового виробництва порошків вказаних сплавів, а також наявність в їх складі часто небажаних сторонніх складових (Si, Al), в якості основного борвмісного легуючого сплаву прийнято використовувати карбід бору.

2.3 Матеріали, устаткування і методика досліджень

Для проведення досліджень були використані наступні порошки: порошок заліза ПЖ1М1, порошок титану ПТХ7, технічний порошок карбіду бору (ГОСТ 5744 - 74, 50 мкм), лампова сажа П514 (ГОСТ 7885).

Першим етапом роботи є приготування порошкових сумішей, з елементарних порошків Fe, Ti та C (B₄C), для систем: Fe - Ti - C та Fe - Ti - B₄C, вміст компонентів 20% Fe, 64% Ti та 16% C (B₄C), виходячи із співвідношення 20% Fe - 80% TiC, вміст карбіду бору аналогічний до вмісту вуглецю навмисно, хоча вміст вуглецю в системі Fe - Ti - B₄C звичайно менший за Fe - Ti - C, (рис. 2.6).

	С, ваг%
Температура, °С
	С, ат%

Рисунок 2.6 - Діаграма стану системи В - С (приведена з електронної бібліотеки HRW)

Всі математичні розрахунки тут і в подальшому проводилися з використанням пакету програм Microsoft Office Excel 2007.

Розрахунок наважки шихти для пресування проводиться за формулою:

G_n=V_nг_ср(1-f)k₁k₂, (2.8)

де: V_n-обґем пресовки, що визначають по заданому відношенню H/d = 0,5…0,8, d - діаметр пресовки, H - висота пре совки, H - (0,5…0,8)d; а V_n = р d² H/4; k₁ k₂ - коефіцієнти, що враховують втрати матеріалу (k₁ = 1,005…1,01; k₂ - визначають по вмісту кисню у вихідному матеріалі, звґязуючих речовин, мастил). г_k - середня густина багатокомпонентної шихти, що визначаеться за законом адитивності:

г_ср=(г₁ г₂ г₃… г_n)/(г₂г_3… г_n а₁+г₁г_3… г_n а₂+…г₁г₂ г_3… г_n а_(n-1)), (2.8)

де: г₁ г₂ г₃ - густини окремих компонентів шихти; а₁,а₂,а₃ - масова частка окремих компонентів шихти.

Розрахунок проводили виходячи з таких вихідних даних, що: d = 30 мм, H = 20 мм, з заданою вихідною пористістю f = 0,2 (20%); приймаючи: k₁ = 1,001, k₂ = 1.

Отже для суміші системи Fe-Ti-C: г_ср^Fe-Ti-C = 3,7527 г/см³, G^Fe-Ti-C = 47,6153 г, відповідно:

G^Fe = 9,5230 г;

G^Ti = 30,4737 г

G^C = 7,6184 г.

А для Fe-Ti-B₄C: г_ср^Fe-Ti-B₄^C = 4,3296 г/см³, G_n ^Fe-Ti-B₄^C = 49,1865 г, відповідно:

G^Fe = 9,8373 г;

G^Ti = 31,4793 г;

G^B₄^C = 7,8698 г.

Було приготовано шихти, обох складів, що відповідали масі необхідної на три зразка для кожного з вказаних складів.

Змішування проводили в змішувачі типу лабораторному баночному змішувачі з додаванням уайт - аспериту та тіл, що інтенсифікують процес змішування, запобігаючи розшаровуванню порошкових компонентів шихти. Тривалість процесу змішування складає 1,5 год, швидкість обертання 60 об/хв. Після змішування порошкова суміш просушувалась до повного випаровування залишків уайт - аспериту, з неї видалялися єрши. Далі складалися наважки згідно вказаного вище розрахунку.

Пресування заготовок проводилося на гідравлічному пресі ГП - 65, в прес-формах з діаметром робочого каналу 30 мм, при навантаженні 500 МПа. Внутрішні стінки прес-форми підлягали змащування машинним мастилом, для зменшення сил внутрішнього тертя. При пресуванні заготовок використовувалася двостороння схема пресування.

Спікання заготовок в печі з резистивним нагрівом Г-30А, потужністю 30 кВт, без контрольованої атмосфери в активній зоні печі, при температурі 1200 °С, на протязі 1 год. Контроль газового середовища при спіканні заготовок здійснюється за допомогою використання схеми плавкого затвору (рис. 2.7 (а,б)).

Суть схеми полягає у створення контрольованої відновлювальної атмосфери в об'ємі контейнеру, в якому здійснюється спікання зразків.

Зразки поміщаються в циліндричний контейнер, виготовлений з нержавіючої сталі, та запаковуються відповідно до вказаних вище схем:

Невелика кількість парафіну, що поміщується на дно контейнеру необхідна для витіснення кисню повітря з об'єму контейнера, шляхом його розкладання при нагріванні разом з контейнером, за реакцією:

С₁₈Н₃₈ + 27,5 О₂ 18 СО₂^ +19 Н₂О^

TiH₂ при нагріванні до температури 300 - 400 °С розкладається згідно реакції:

TiH₂ > Ti + H_атом. ^

Витісняючи продукти реації розкладу (газифікації парафіну) та утворююче відновлювальне середовище всередині контейнеру, для чого потрібно невелика кількість водню, до того ж атомарній водень має більш високу відновлювальну здатність, що є сприятливим фактом. Гідрид титану повинен бути розміщеним в об'ємі контейнера з великою обережністю, через те що титан, що утворюється при розкладанні TiH₂ утворює з залізом легкоплавку евтектику, тому це може призвести до прогорання контейнера.

Роль засипки виконує відпалений пісок, що прокалюється при температурі 1200 °С на протязі 2 год, це дозволяє позбавитись від вологи та по можливості газифікувати небажані домішки, тим самим видаливши їх з об'єму піску.

Шар порошку заліза, це бажаний, але не необхідний компонент паковки. Він необхідний для поглинання можливого залишкового кисню в об'ємі

а)



б)

а) контейнер з плавким затвором зверху;

б) контейнер з плавким затвором знизу.

Рисунок 2.7 - Схема спікання зразків в контейнері з плавким затвором

контейнеру, через свою досить високу спорідненість до кисню; його додавання підвищує вірогідність не окислення зразків.

Прокладка з листового азбесту закладаеться для герметизації робочого об'єму контейнера, затримуючи вихід водню та також перешкоджає затіканню розплаву скла всередину.

Невеликий кількість піску, розміщена шаром над азбестовою прокладкою відіграє роль загущувача розплаву скла, при його плавленні та стіканні в об'єм робочої зони контейнера під своєю вагою, що додаткова забезпечує чистоту робочого об'єму.

Верхній шар паковки складається з суміші порошку скла з додаванням 15 % бури (Na₂B₄O₇*10H₂O), або борного ангідриду (B₂O₃), що дозволяє понизити температуру плавлення скла на 50 °С та сформувати сам так званий плавкий затвор; ступінь якості затвору можна визначити візуально по його зовнішньому вигляду, гарним результатом є наявність рівномірної гладкої (дзеркальної) поверхні затвору, відсутність свищів, каверн на поверхні дзеркала. При необхідності порошок скла може додаватися в процесі спікання прямо в активну зону печі.

Різниці між вказаних різновидів схеми пакування з плавким затвором є, хоча і не суттєва; другий різновид трохи більш трудомісткий, але й більш надійний в плані створення контрольованого газового середовища в об'ємі контейнера, через те що контейнер перевернутий, що додатково перешкоджає виходу водню з робочої зони контейнеру.

Металографічне дослідження:

Вирізка зразків: Вирізка зразків металографічного дослідження проводилася з зразків, що піддавалися спіканню в контейнері з плавким затвором при температурі 1200 °С на протязі 1 год. Зразки попередньо мали розміри 30Ч(20±2) мм.

Заготовки відбирали холодним способом на метало оброблювальних верстатах. При відборі заготовок, а також при приготуванні зразків були забезпечені всі заходи по запобіганню зразків від нагріву та наклепу (зміцнення металу під дією пластичної деформації), що можуть привести до викривлення структури та зміні властивостей.

При вирізці заготовок холодним способом передбачався припуск від лінії зрізу до краю зразку розміром приблизно 4 мм.

Розмір і форма зразків визначаються задачами дослідження. Зазвичай вирізані зразки циліндричної або прямокутної форми (як в нашому випадку), висота яких рівна 10 мм, а площа досліджуваної поверхні (шліфа) 2-3 см. Для запобігання пошкодження рук, із зразку були зняті задирки та гострі краї обпилені терпугом.

Підготовка зразків до шліфування. Для зручності приготування шліфів отримані зразки розміщувалися в металевих оправках - кільцях круглої форми і заливалися заливалися епоксидним клеєм марки ЭДП (ЭПОК01), представляє собою розчин епоксидної модифікованої смоли з отверджувачем ПЭПА (поліетиленполіамін). Розчин готується з урахуванням кількості отверджувача по відношенню до 100 частин епоксидної смоли 10 - 12 частин отверджувача ПЭПА. Процес приготування клею супроводжується екзотермічною реакцією його тверднення, що обумовлено зшивкою полімерних ланцюгів епоксидної смоли молекулами отверджувача. Час твердіння залежить від величини приготованої проби та температури вихідної композиції (температури зовнішнього середовища). При температурі вище 20 °С, час тверднення скорочується та відповідно навпаки. Клеєва суміш готується безпосередньо перед його використанням. Для точного дозування епоксидної смоли та отверджувача рекомендується. Клейова суміш придатна до використання на протязі 1,5 - 2 годин після приготування. Максимальна міцність, при температурі 20 °С, досягається через 24 години після заливки зразків. При приготуванні можлива зміна кольору клейової суміші, але це не впливає на показники суміші. При змішуванні епоксидної смоли з отверджувачем суміш зазвичай стає жовтуватого кольору. Для інтенсифікації процесу приготування клейової суміші рекомендується підігрівати суміш, використовуючи джерела закритого вогню, до температури не вище 75 - 80 °С, через миттєве спінювання, що робить її непридатною до використання. Підігрівання призводить до зменшення в'язкості клейової суміші, полегшуючи оперування нею. Додавання 15 - 20 % ацетону сприяє зменшенню в'язкості клеєної суміші. Залиті зразки, для прискорення процесу полімеризації, поміщують у сушильну шафу на 1 годину, при температурі не вище 80 °С.

Недолік цього методу в тому що епоксидна клейова суміш та інші подібні речовини, що використовуються для фіксації зразку в оправці, забруднюють поверхню шліфа та обробляючого матеріалу при подальшій обробці.

Шліфування. На торцевій поверхні зразку готується плоска поверхня, з чітко вираженою кромкою без закруглень. Зразок оброблюють на станку з обертаючимся абразивним кругом, моделі 3Г71, при великій швидкості обертання з охолодженням поверхні зразку водою та малим натискуванням. В інакшому випадку, перегрів і сильна механічна дія можуть викликати зміну мікроструктури, що призведе до хибного результату дослідження. Отримана поверхня повинна бути пласкою і не мати завалів. Шліфування металографічних зразків здійснювалося ручним способом.

При ручному способі шліфування на жорстку пласку підкладку (товсте скло або лист металу), що розміщена горизонтально, кладуть наждачний папір. Потім зразок ставлять на наждачний папір заторцьованою площиною і шліфують з легким натискуванням. Шліфування ведуть до повного зникнення рисок, що залишилися після операції торцювання. Коли на шліфі залишаються риски тільки від паперу, шліфування зупиняють. Шліфувальний папір видаляють з підкладки, отряхуючи з неї зерна абразиву, що викришилися і частинки металу. Залишки абразиву видаляють також з підкладки та шліфа, протираючи їх шматком чистої м'якої тканини або ватним тампоном. Після цього операцію шліфування повторюють на папері з більш дрібним зерном. При повторному шліфуванні напрямок руху зразку повинен бути перпендикулярним напрямку рисок, що залишилися від попереднього шліфування (тобто перпендикулярно попередньому напрямку руху зразку). Операцію шліфування повторюють, використовуючи послідовно папір з меншим номером зернистості і кожен раз змінюють напрямок руху шліфа на 90°. Змінення напрямку руху шліфа дозволяє повністю усунути риски, що залишилися після попереднього шліфування. Закінчивши шліфування на папері з найменшою зернистістю, зразок промивають проточною водою і піддають поліровці. При шліфуванні використовувався наждачний папір, що характеризується номером зернистості (пов'язаний з розміром зерен основної фракції абразиву) приведеному в таб. 2.2.

...