Диффузионные процессы и их физико-математическое описание при сварке порошковых материалов

УДК 544.034

ДИФФУЗИОННЫЕ ПРОЦЕССЫ И ИХ ФИЗИКО-МАТЕМАТИЧЕСКОЕ ОПИСАНИЕ ПРИ СВАРКЕ ПОРОШКОВЫХ МАТЕРИАЛОВ

В.Н. Гадалов, Е.В. Скрипкина, А.Г. Беседин, А.Е. Гвоздев, С.Н. Кутепов, О.В. Пантюхин

Проанализированы различные физико-механические процессы, протекающие при образовании неразъемных соединений при сварке в твердой фазе различных металлических гетерофазных материалов, полученных порошковой металлургией. Рассмотрены явления поверхностной, граничной и объемной диффузии в железных сплавах с карбидным упрочнением. Приведены параметры самодиффузии углерода и железа в сплавах - химических соединениях различного стехиометрического состава. Обсуждается аналитическое выражение, включающее параметры диффузии легирующих компонентов и значения их концентрации в металлических системах, используемое для установления закономерностей развития процессов формирования соединения при твердофазной сварке. Результаты могут быть использованы в ресурсосберегающих процессах обработки слитковых и порошковых металлических сплавов.

Ключевые слова: сварка, карбиды металлов, полукарбиды, концентрация углерода, оптимальная температуры сварки, энергия активации самодиффузии.

Зависимость эффективной энергии от полученной прочности соединения позволяет описывать процессы, происходящие в операции спекания-сварки, с учетом формирования плотности и микроструктуры заготовок. Эта зависимость состоит из некоторых этапов и соответствует энергии активирования движения вакансий, вакансионных комплексов значениям энергии активирования движения вакансий и других сложных кристаллических несовершенств, а третий этап - энергии активирования самодиффузии на границах частиц.

Сварка в твердой фазе является перспективным методом соединения порошковых материалов, все шире применяемых в различных направлениях техники. Процесс образования соединения при сварке в твердой фазе протекает в три стадии: 1) образование физического контакта (путем пластической деформации и поверхностной диффузии); 2) электронный обмен, направленный на образование энергетически более устойчивых электронных конфигураций и завершающийся образованием химических связей (адгезионное взаимодействие); 3) диффузионное взаимодействие, распространяющееся в объеме материала. В зависимости от природы свариваемых материалов лимитирующей оказывается одна из вышеуказанных стадий.

В случае сварки одноименных металлов, а также металлов с близкими характеристиками сопротивляемости пластической деформации продолжительность образования соединения совпадает с первой стадией [1]. В работе [2] установлена корреляция адгезионных свойств металлов с их механическими свойствами.

При сварке металлических материалов, из которых один весьма пластичен и легко образует физический контакт с другим, образование соединения в значительной мере определяется возникновением активных центров (дислокаций, вакансий) на поверхности менее пластичного материала [3]. Взаимодействие при сварке начинается прежде всего на структурных дефектах контактной поверхности и обуславливается пластической деформацией поверхностного слоя менее пластичного металла [4].

При сварке порошковых пористых материалов вклад процесса пластической деформации в механизм образования сварного соединения не может быть таким значительным, как при сварке компактных металлов и сплавов [3]. Физический контакт образуется преимущественно за счет поверхностной диффузии. Здесь развитие третьей стадии необходимо для обеспечения требуемой прочности соединения, однако чрезмерное увеличение длительности этой стадии нежелательно, так как может привести к понижению прочности свариваемых материалов. Последнее наблюдается в тех случаях, если процессы рекристаллизации затрагивают не только зону сварки, где они необходимы, но и сам материал, а при сварке разнородных материалов, если в зоне сварки образуются новые химические соединения, обладающие повышенной хрупкостью.

Направление и возможность прохождения предполагаемых реакций при сварке могут быть выяснены на основе термодинамических оценок величины изменения изобарно-изотермического потенциала .

При этом возможны четыре основных случая (рис.1). Изменение Ыу во всем температурном интервале лежит в области положительных значений; здесь нельзя получить прочного сварного соединения за счет образования химической связи (1). Изменение Ыу лежит в области отрицательных значений и слабо зависит от температуры (2); в этом случае чрезмерное развитие процессов реакционной диффузии может привести к изменению свойств материалов в зоне сварного соединения (в том числе

снижению прочности и разрушению). имеет отрицательное значение, однако с повышением температуры возрастает (3); это также нежелательно поскольку здесь будет наблюдаться как низкая прочность сварного шва,

так и быстрое разрушение его в условиях высоких температур. имеет отрицательное значение лишь начиная с некоторой, достаточно высокой

температуры (4); в этом случае при высоких температурах происходит активное химическое взаимодействие, которое при достаточно низкой температуре прекращается.

Осуществляя сварку при температуре, превосходящей температуру начала реакции, можно получить высокую прочность сварного соединения за счет химического взаимодействия, в то время как при более низких температурах нет опасности его чрезмерного развития.

При термодинамической оценке возможности сварки порошковых материалов с широкой областью гомогенности, в том числе карбидов, необходимо учитывать изменение термодинамических характеристик (энтальпии, энтропии, свободной энергии образования) в пределах областей гомогенности. Термодинамический расчет, выполненный с учетом данного обстоятельства [5], в частности, показал следующее: несмотря на то, что обменные реакции монокарбидов переходных металлов IV группы с металлами V и VI групп с образованием новых монокарбидных фаз в интервале температур 1000-2000 0С термодинамически невозможны, термодинамически разрешенными являются реакции с переходом первого карбида в дефектное состояние и образованием стехиометрического карбида второго металла или двух нестехиометрических карбидов.

Рис. 1. Типичные температурные зависимости изобарно-изотермического потенциала твердофазных реакций (схема).

Обозначения см. в тексте

Экспериментальными исследованиями установлено [18], что при диффузионной сварке (то есть при прочной сварке) карбидов металлов типа Cr7C3, Cr23C6 и Mn7C3 с железом III стадия сопровождается появлением

67

дефектности в углеродной подрешетке карбида и диффузионным насыщением металла углеродом. При сварке с учетом этих карбидов образуются твердый раствор полукарбидов и углерода в железе. Полукарбид, при этом, является химическим раствором или расплавом, который характеризуется значительно большей температурной стойкостью, а также может легко внедряться в твёрдые растворы с другими металлами. Стоит отметить, что полукарбид имеет чрезвычайно высокую износостойкость, а его химическое состояние описывается кубической решеткой [5]. При этом образование твердого раствора углерода в металле предшествует появлению полукарбида, который обнаруживается лишь при достаточно высоких температурах и выдержках. В системе образование низших соединений невозможно, сварка возможно лишь посредством диффузии хрома в цементит. Причем это происходит в результате диффузии хрома в цементит преимущественно по границам зерен и развития процесса рекристаллизации.

При переходе от системы MeC-Me к системам MeC - Ме' можно отметить усложнение процесса взаимодействия, поскольку в данном случае образование новых фаз при сварке происходит в результате диффузии как углеродных, так и металлических атомов.

Так, методом микрорентгеноспектрального анализа установлено, что при сварке порошковых материалов типа аустенитно-карбидного сплава наблюдается преимущественная диффузия углерода из карбида в железо и встречная диффузия атомов металлов в карбид металла с образованием твердого раствора на основании исходного карбида. Для сварки карбидов металлов с металлами характерна как диффузия углерода из карбида в металл, так и встречная диффузия металлов с образованием непрерывного ряда твердых растворов MeC - Ме^ или тройных фаз. Карбиды металлов свариваются с металлами (в данном случае с железом) за счет обменных реакций, а выделяющиеся в результате атомы металла растворяются в образующемся карбиде. Для этих систем наблюдается тенденция преимущественной диффузии металла в карбид, что наиболее четко отмечено для систем Cr7C3-Fe, й^^е и Mn7C3-Fe.

Решение системы уравнений, описывающих кинетику твердофазных реакций в трехкомпонентных системах, в общем случае затруднительно. В частном случае, когда лимитирующей стадией являются диффузионные процессы и кинетическими факторами на границе раздела фаз можно пренебречь, решение в значительной мере упрощается.

Так, например, для случая контактного взаимодействия карбида стехиометрического состава (Ме^ с металлом (Ме'), в результате которого диффузия углерода приводит к изменению состава исходного карбида в сторону объединения его углеродом (карбид-бесконечный источник углерода). Для определения толщины образующегося карбидного слоя возможно использование следующего выражения [19]:

е = 2алОт,

где О2 - коэффициент диффузии в образующемся карбиде Ме'С, а коэффициент а определяется из равенства:

С 01-С11

С

22

0Л

пО-

1

а

2

ехра +

с33

ас 21 М

ехр а

1 -

О

2

О

з;

1 - ег/

а

Оз

Здесь индексы 1, 2, 3 относятся соответственно к исходному (МеС), образующемуся (Ме'С), карбидом и исходному металлу, а концентрация углерода С определяется начальными и граничными условиями (рис.2):

С^х, о) =С 01С1 (о, т) =Сц, х £ 0,

с 2 (е, т) =С 22,С з (е, т) =С 33,С 3 (~, т) = 0.

На основании литературных данных о параметрах диффузии углерода в карбиды [3], используя методики обработки данных с учетом проверки значимости данных [7, 8] в работе выполнены расчеты и построена изотерма роста толщины карбидного слоя, образующегося на железе при контакте его с карбидом хрома при спекании-сварке (Т=1200 0С).

Экспериментальная проверка показала, что при твердофазном взаимодействии карбида хрома с железом действительно образуется легированный карбид железа Бе3С, причем значения его толщин при отжиге до 10 ч удовлетворительно укладывается на расчетную кривую (рис.3).

Рис. 2. Распределение концентрации углерода в процессе его реакции из карбида в контактирующий металл к моменту времени т

69

8, мкм

80

40

С

0 1 2 3 4 5 6

время спекания - сварки, ч.

Рис. 3. Вычисленные (линия) и экспериментально найденные значения (точки) толщины слоя карбида железа на железе после контакта

его с карбидом хрома

Таким образом, в принципе возможен расчет длительности процесса диффузионной сварки аустенитно-карбидного сплава с железо-медным сплавом, при которой образуется диффузионный слой заданной толщины.

Представляет интерес сопоставить экспериментально определенные оптимальные температуры диффузионной сварки металлов и карбидов с параметрами самодиффузии углерода и металла в этих карбидах.

Оптимальной считается температура, при которой исчезает физическая граница раздела при сварке однородных материалов, причем процессы рекристаллизации затрагивают лишь зону сварки и прочность материалов после сварки не снижается.

Диффузионные процессы, протекающие с приложением внешнего давления, как правило, ускоряются за счет искажений кристаллической решетки и появления большого числа дефектов кристаллического строения различного типа. Однако вследствие большой подвижности атомов при высокотемпературном деформировании искажения быстро релаксируют, что приводит к снятию напряжений. Поэтому эффект увеличения диффузионной подвижности при пластической деформации образцов наблюдается редко.

При изучении материалов [23, 29] установлено, что основной характеристикой состояния металла при высокотемпературном деформировании является не величина деформации, а ее скорость. При рассмотрении процессов диффузии в сварных соединениях, в связи с кратковременностью пребывания приповерхностного слоя в режимах больших скоростей

70

деформирования (доли секунды по сравнению с длительностью сварки 10 мин) в первом приближении, можно использовать значения энергетических параметров, полученных в стационарных условиях.

Сведения о параметрах самодиффузии углерода и металла в карбидах весьма ограничены. Они представлены в таблице и имеют большой разброс в значениях А0 (м2/с) и значениях Q (ккал/моль) [4]. Это связано с неодинаковой пористостью и стехиометрией изучаемых объектов, с применением различных методик исследования. Более полные данные имеются по самодиффузии металлов, хотя и здесь нельзя не отметить существенный разброс в величинах А0 и Q особенно для таких металлов, как Бе и др., для которых характерны а « Ь полиморфные превращения.

Параметры самодиффузии углерода и металла в карбидах

Карбид Диффундирующий элемент Температурный интервал, °С А0, м2/с Q, ккал/моль

Ме7Сз С 1000-1300 350 66

Ме2зСб С 900-1400 56,4 124

Ме7Сз Бе 800-1200 4. 53 10"4 180,4±40

Ме2зСб Бе 850-1450 1,43 104 150,3

Для осуществления диффузионной сварки карбидов необходимо диффузионное перемещение как углеродных, так и металлических атомов, однако лимитирующим звеном процесса совершенно очевидно будет более медленная стадия, а именно - диффузия металлических атомов. В связи с этим естественно предположить, что энергетическая затрудненность процесса, при прочих равных условиях, должна возрастать с увеличением энергии связи в металлической подрешетке и, следовательно, энергии активации самодиффузии металлических атомов в карбидах.

Таким образом, оптимальные температуры сварки порошковых материалов качественно коррелируют с энергией активации самодиффузии этих металлов и возрастают с повышением степени локализации валентных электронов в кристаллической решетке. Для карбидов наблюдается качественная корреляция оптимальных температур сварки с энергией активации самодиффузии наименее подвижного (металлического) компонента и со степенью локализации валентных электронов в металлической под-решетке.

При сварке карбидов с металлами не удалось установить подобную корреляцию оптимальных температур сварки с диффузионными параметрами. Это связано с тем, что при переходе от систем Ме-Ме, МеС-МеС к системам МеС - Ме' процесс взаимодействия усложняется. Сварка сопровождается образованием новых фаз в результате диффузии углерода и встречной диффузии разноименных металлических атомов.

В заключение можно отметить, что для оценки возможности химического взаимодействия при сварке разноименных материалов можно пользоваться термодинамическим подходом; при этом в случае карбидов с широкой областью гомогенности необходимо учитывать влияние состава в области гомогенности на термодинамические функции.

Полученные результаты могут быть использованы при создании ресурсосберегающих процессов обработки материалов [9-41].

Работа выполнена по проекту №11.6682.2017/8.9.

Список литературы

1. Рабинович В.А., Хавин З.Д. Краткий химический справочник. Л.: Химия, 1980. 391с.

2. Радомысельский И. Д. Порошковые конструкционные детали. Современное состояние, перспективы развития // Порошковая металлургия, 1985. №10. С.37-41.

3. Радомысельский И. Д., Печентковский Е.Л., Сердюк Г.Г. Пресс-формы для порошковой металлургии: Расчет и конструирование. Киев: Техника, 1970. 172 с.

4. Раковский В.С. Спеченные материалы в технике. М.: Металлургия, 1976. 233 с.

5. Роман О.В., Габриелов И.П. Справочник по порошковой металлургии: порошки, материалы, процессы. Беларусь, 1988. 175 с.

6. Гадалов В.Н., Болдырев Ю.В., Скрипкина Е.В. Изучение изотермического выдавливания порошкового титанового сплава методом математического планирования эксперимента // Известия Курского государственного технического университета. 2004. № 2 С.25-27.

7. Евдокимова А.О., Калужских А.П., Скрипкина Е.В. Анализ эко-лого-экономической обстановки Курской области методами корреляционного анализа // Сборник научных статей НПК студентов и аспирантов с международным участием: Математика и ее приложения в современной науке и практике. 2014. С.227-231.

8. Бурилич И.Н., Журавлева Е.В., Скрипкина Е.В. Задача проверки однородности двух независимых выборок // Известия Курского государственного технического университета. 2016. № 1(18). С. 62-65.

9. Gvozdev A.E. Effect of the stress state on superplasticity of hard-to-deform high-speed powder steel // Металлы. 1994. № 4. P. 127-131.

10. Расчет кластерной структуры расплава, ее влияние на образование наноаморфных твердых фаз и их структурную релаксацию при последующем нагреве / М.Х. Шоршоров, А.Е. Гвоздев, А.В. Афанаскин, Е.А. Гвоздев // Металловедение и термическая обработка металлов. 2002. № 6. С. 12-16.

11. Влияние разнозернистости аустенита на кинетику перлитного превращения в мало- и среднеуглеродистых низколегированных сталях / А.Е. Гвоздев, А.Г. Колмаков, Д. А. Провоторов, И.В. Минаев, Н.Н. Сергеев, И.В. Тихонова // Материаловедение. 2014. № 7. С. 23-26.

12. Grain size effect of austenite on the kinetics of pearlite transformation in low-and medium-carbon low-alloy steels / A.E. Gvozdev, I.V. Minaev, N.N. Sergeev, A.G. Kolmakov, D.A. Provotorov, I.V. Tikhonova // Inorganic Materials: Applied Research. 2015. T. 6. № 1. P. 41-44.

13. Features of softening processes of aluminum, copper, and their alloys under hot deformation // A.E. Gvozdev, D.N. Bogolyubova, N.N. Sergeev, A.G. Kolmakov, D.A. Provotorov, I.V. Tikhonova // Inorganic Materials: Applied Research. 2015. T. 6. № 1. P. 32-40.

14. Role of nucleation in the of first-order phase transformations / A.E. Gvozdev, N.N. Sergeyev, I.V. Minayev, A.G. Kolmakov, I.V. Tikhonova // Inorganic Materials: Applied Research. 2015. T. 6. № 4. P. 283-288.

15. Комплексные задачи теории пластичности: монография / Н.Д. Тутышкин, А.Е. Гвоздев, В.И. Трегубов, Ю.В. Полтавец, Е.М. Селед-кин, А.С. Пустовгар, В.И. Золотухин, Г.М. Журавлев, В.И. Золотухин; 2-е изд. перераб. и доп. Тула: Изд-во ТулГУ, 2015. 408 с.

16. Расчет деформационной повреждаемости в процессах обратного выдавливания металлических изделий / А.Е. Гвоздев, Г.М. Журавлев, А.Г. Колмаков, Д.А. Провоторов, Н.Н. Сергеев // Технология металлов. 2016. № 1. С. 23-32.

17. Синтез и триботехнические свойства композиционного покрытия с матрицей из полиимида (Р-ООО) ФТ и наполнителем из наночастиц дисульфида вольфрама при сухом трении скольжения / А.Д. Бреки, А. Л. Диденко, В.В. Кудрявцев, Е.С. Васильева, О.В. Толочко, А.Г. Колмаков, А.Е. Гвоздев, Д.А. Провоторов, Н.Е. Стариков, Ю.А. Фадин // Материаловедение. 2016. № 4. С. 44-48.

18. Ресурсы деформационной способности различных материалов: учебное пособие / Н.Н. Сергеев, А.Е. Гвоздев, А.Н. Сергеев, А.Д. Бреки, А.А. Калинин, С.Е. Александров, Н.Е. Стариков, О.В. Кузовлева, Д.В. Ма-лий, С.Н. Кутепов, Е.В. Цой, Д.С. Клементьев, Е.Б. Соломатникова. Тула: Изд-во ТулГУ, 2016. 172 с.

19. Разработка прогрессивных технологий получения и обработки металлов, сплавов, порошковых и композиционных наноматериалов: монография / М.Х. Шоршоров, А.Е. Гвоздев, В.И. Золотухин, А.Н. Сергеев, А. А. Калинин, А.Д. Бреки, Н.Н. Сергеев, О.В. Кузовлева, Н.Е. Стариков, Д.В. Малий. Тула: Изд-во ТулГУ, 2016. 235 с.

20. О состоянии предпревращения металлов и сплавов: монография / О.В. Кузовлева, А.Е. Гвоздев, И.В. Тихонова, Н.Н. Сергеев, А.Д. Бреки, Н.Е. Стариков, А.Н. Сергеев, А. А. Калинин, Д.В. Малий, Ю.Е. Титова, С.Е. Александров, Н.А. Крылов. Тула: Изд-во ТулГУ, 2016. 245 с.

21. Особенности структурных и фазовых превращений в титановых заготовках в процессе высокоскоростного пластического деформирования: монография / Н.А. Крылов, М.А. Скотникова, А. Д. Бреки, В.В. Медведева, А.Е. Гвоздев, А.Н. Сергеев, Н.Е. Стариков, Д.А. Провоторов, Н.Н. Сергеев, Д.В. Малий.; под ред. Н.А. Крылова. Тула: Изд-во ТулГУ,

2016. 202 с.

22. Жидкие и консистентные смазочные композиционные материалы, содержащие дисперсные частицы гидросиликатов магния, для узлов трения управляемых систем: монография / А. Д. Бреки, В.В. Медведева, Н.А. Крылов, С.Е. Александров, А.Е. Гвоздев, А.Н. Сергеев, Н.Е. Стариков, Д.А. Провоторов, Н.Н. Сергеев, Д.В. Малий; под ред. А. Д. Бреки. Тула: Изд-во ТулГУ, 2016. 166 с.

23. Распределение температур и структура в зоне термического влияния для стальных листов после лазерной резки / А.Е. Гвоздев, Н.Н. Сергеев, И.В. Минаев, А.Г. Колмаков, И.В. Тихонова, А.Н. Сергеев, Д.А. Провоторов, Д.М. Хонелидзе, Д.В. Малий, И.В. Голышев // Материаловедение. 2016. № 9. С. 3-7.

24. Сопряженные поля в упругих, пластических, сыпучих средах и металлических труднодеформируемых системах: монография / Э.С. Макаров, В.Э. Ульченкова, А.Е. Гвоздев, Н.Н. Сергеев, А.Н. Сергеев; под ред. проф. А.Е. Гвоздева. Тула: Изд-во ТулГУ, 2016. 526 с.

25. Механизмы водородного растрескивания металлов и сплавов, связанные с усилением дислокационной активности / Н.Н. Сергеев, С.Н. Кутепов, А.Е. Гвоздев, Е.В. Агеев // Известия Юго-Западного государственного университета. 2017. Т. 21, № 2(71). С. 32-47.

26. Анализ теоретических представлений о механизмах водородного растрескивания металлов и сплавов / Н.Н. Сергеев, А.Н. Сергеев, С.Н. Кутепов, А.Е. Гвоздев, Е.В. Агеев // Известия Юго-Западного государственного университета. 2017. Т. 21, № 3(72). С. 6-33.

27. Перспективные стали для кожухов доменных агрегатов / Н.Н. Сергеев, А.Е. Гвоздев, А.Н. Сергеев, И.В. Тихонова, С.Н. Кутепов, О.В. Кузовлева, Е. В. Агеев // Известия Юго-Западного государственного университета. Серия: Техника и технологии. 2017. Т. 7, № 2(23). С. 6-15.

28. Принятие решений по статистическим моделям в управлении качеством продукции / Г.М. Журавлев, А.Е. Гвоздев, С.В. Сапожников, С.Н. Кутепов, Е.В. Агеев // Известия Юго-Западного государственного университета. 2017. Т. 21, № 5(74). С. 78-92.

29. Диффузия водорода в сварных соединениях конструкционных сталей / Н.Н. Сергеев, А.Н. Сергеев, С.Н. Кутепов, А.Е. Гвоздев, Е.В. Агеев // Известия Юго-Западного государственного университета.

2017. Т. 21, № 6(75). С. 85-95.

30. Temperature distribution and structure in the heat-affected zone for steel sheets after laser cutting / A.E. Gvozdev, N.N. Sergeyev, I.V. Minayev, I.V. Tikhonova, A.N. Sergeyev, D.M. Khonelidze, D.V. Maliy, I.V. Golyshev, A.G. Kolmakov, D.A. Provotorov // Inorganic Materials: Applied Research. 2017. T. 8. № 1. С. 148-152.

31. Вариант определения максимального пластического упрочнения в инструментальных сталях / Г.М. Журавлев, А.Е. Гвоздев, А.Е. Чеглов, Н.Н. Сергеев, О.М. Губанов // Сталь. 2017. № 6. С. 26-39.

32. On friction of metallic materials with consideration for superplastici-ty phenomenon / A.D. Breki, A.E. Gvozdev, A.G. Kolmakov, N.E. Starikov, D.A. Provotorov, N.N. Sergeyev, D.M. Khonelidze // Inorganic Materials: Applied Research. 2017. Т. 8. № 1. С. 126-129.

33. Synthesis and dry sliding behavior of composite coating with (R-OOO)FT polyimide matrix and tungsten disulfide nanoparticle filler / A.D. Breki, A.L. Didenko, V.V. Kudryavtsev, E.S. Vasilyeva, O.V. Tolochko, A.G. Kolmakov, A.E. Gvozdev, D.A. Provotorov, N.E. Starikov, Yu.A. Fadin // Inorganic Materials: Applied Research. 2017. Т. 8. № 1. С. 32-36.

34. Composite coatings based on A-OOO polyimide and WS2 nanoparti-cles with enhanced dry sliding characteristics / A.D. Breki, A.L. Didenko, V.V. Kudryavtsev, E.S. Vasilyeva, O.V. Tolochko, A.E. Gvozdev, N.N. Sergeyev, D.A. Provotorov, N.E. Starikov, Yu.A. Fadin, A.G. Kolmakov // Inorganic Materials: Applied Research. 2017. Т. 8. № 1. С. 56-59.

35. Maximum plastic strengthening in tool steels / G.M. Zhuravlev,

A.E. Gvozdev, A.E. Cheglov, N.N. Sergeev, O.M. Gubanov // Steel in Translation. 2017. Vol. 47. № 6. P 399-411.

36. Многоуровневый подход к проблеме замедленного разрушения высокопрочных конструкционных сталей под действием водорода /

B.П. Баранов, А.Е. Гвоздев, А.Г. Колмаков, Н.Н. Сергеев, А.Н. Чуканов // Материаловедение. 2017. № 7. С. 11-22.

37. Новые конструкционные материалы: учебное пособие / Н.Е. Стариков, В.К. Зеленко, О.В. Кузовлева, А.Н. Сергеев, В.Ю. Кузовлев, А. А. Калинин, А.В. Маляров; под. общ. ред. проф. А.Е. Гвоздева. Тула: Изд-во ТулГУ, 2017. 296 с.: ISBN 978-5-7679-3845-2.

38. Материаловедение: учебник для вузов / Н.Н. Сергеев,

A.Е. Гвоздев., В.К. Зеленко, А.Н. Сергеев, О.В. Кузовлева, Н.Е. Стариков,

B.И. Золотухин, А. Д. Бреки; под ред. проф. А.Е. Гвоздева. Изд. 2-е доп. и испр. Тула: Изд-во ТулГУ, 2017. 469 с.: ISBN 978-5-7679-3776-9.

39. Технология металлов и сплавов: учебник / Н.Н. Сергеев, А.Е. Гвоздев, Н.Е. Стариков, В.И. Золотухин, А.Н. Сергеев, А.Д. Бреки, О.В. Кузовлева, Г.М. Журавлёв, Д.А. Провоторов.; Под ред. проф. Н.Н. Сергеева. Тула: Изд-во ТулГУ, 2017. 490 с.

40. Патент на полезную модель 2016122692/28 (166249) Образец для определения когезионной прочности газотермических порошковых покрытий / Н.Н. Сергеев, А.Н. Сергеев, Д.А. Провоторов, Д.М. Хонелидзе,

75

И.В. Тихонова, А.Д. Бреки, И.В. Минаев, О.В. Кузовлева, Д.В. Малий, А. А. Калинин, С.Н. Кутепов, А.Е. Гвоздев, М.В. Ушаков; заявитель и патентообладатель Гвоздев Александр Евгеньевич. № 2016122692/28 заявл. 08.06.16; опубл. 20.11.16, Бюл. № 32.

41. Патент на полезную модель 2016142134 (170385) Образец для определения адгезионной прочности покрытий / Н.Н. Сергеев, А.Н. Сергеев, Д. А. Провоторов, Д.М. Хонелидзе, И.В. Тихонова, А. Д. Бреки, И.В. Минаев, О.В. Кузовлева, Д.В. Малий, А. А. Калинин, С.Н. Кутепов, А.Е. Гвоздев, А.И. Кузнецова, А.В. Казакова, Д.Н. Романенко, Е.Ф. Романенко, В.Э. Лисицина; заявитель и патентообладатель Гвоздев Александр Евгеньевич. № 2016142134 (17385) заявл. 26.10.16; опубл. 24.04.17. Бюл. № 12. 6 с.

Гадалов Владимир Николаевич, д-р техн. наук, профессор, gadalov-vn@yandex.ru, Россия, Курск, Юго-Западный государственный университет,

Скрипкина Елена Васильевна, канд. техн. наук, доцент, lenagrant35@mail.ru, Россия, Курск, Юго-Западный государственный университет,

Беседин Александр Геннадьевич, канд. физ.-мат. наук, tef46@yandex.ru, Россия, Курск, Юго-Западный государственный университет,

Гвоздев Александр Евгеньевич, д-р техн. наук, профессор, gwozdew.alexandr2013@yandex.ru Россия, Тула, Тульский государственный педагогический университет им. Л.Н. Толстого,

Кутепов Сергей Николаевич, канд. пед. наук, доцент, kutepov. sergei@mail. ru, Россия, Тула, Тульский государственный педагогический университет им. Л.Н. Толстого,

Пантюхин Олег Викторович, канд. техн. наук, доцент, olegpantyukhin@mail. ru, Россия, Тула, Тульский государственный университет

DIFFUSION PROCESSES AND THEIR PHYSICAL AND MATHEMATICAL DESCRIPTION

AT WELDING OF POWDER MATERIALS

V.N. Gadalov, E.V. Skripkina, A.G. Besedin, A.E. Gvozdev, S.N. Kutepov, O.V. Pantyukhin

Various physical and mechanical processes that occur during the formation of permanent joints in the welding in the solid phase of various metal heterophase materials obtained by powder metallurgy are analyzed. The phenomena of surface, boundary and bulk diffusion in iron alloys with carbide hardening are considered. Parameters of self-diffusion of carbon and iron in alloys-chemical compounds of various stoichiometric composition-are presented. An analytical expression involving the diffusion parameters of alloying components and the values of their concentration in metallic systems is used, which is used to establish the laws governing the development of the formation of compounds in solid-state welding. The results can be used in resource-saving processing processes for ingot and powder metal alloys.

Key words: welding, metal carbides, semicarbides, carbon concentration, optimal welding temperatures, activation energy of self-diffusion.

Gadalov Vladimir Nikolaevich, doctor of technical science, professor, gadalov-vn@yandex.ru, Russia, Kursk, Southwest State University,

Skripkina Elena Vasil'yevna, candidate of technical science, docent, lenagrant35@,mail. ru, Russia, Kursk, Southwest State University,

Besedin Aleksandr Gennad'yevich, candidate of physico-mathematical sciences, do-cent, tef46@yandex.ru, Russia, Kursk, Southwest State University,

Gvozdev Aleksandr Evgen'yevich, doctor of technical science, professor, gwozdew.alexandr2013@yandex.ru, Russia, Tula, Tula State Lev Tolstoy Pedagogical University,

Kutepov Sergey Nikolaevich, candidate of pedagogical science, docent, kutepov. sergei@mail. ru, Russia, Tula, Tula State Lev Tolstoy Pedagogical University,

Pantjuhin Oleg Viktorovich, candidate of technicale sciences, docent, olegpantyu-khin@mail.ru, Russia, Tula, Tula State University

УДК 621.96

ИССЛЕДОВАНИЯ РАБОТОСПОСОБНОСТИ МНОГОСТУПЕНЧАТЫХ РЕЖУЩИХ ПЛАСТИН С ДИСКРЕТНЫМ ИСПОЛНЕНИЕМ РЕЖУЩЕЙ КРОМКИ

С.Я. Хлудов, М.О. Борискина, А.С. Хлудов, А.О. Чечуга

Исследования проводились в производственных и лабораторных условиях с использованием промышленного оборудования и современных измерительных средств. Установлена закономерность влияния дискретной режущей кромки на температуру резания, стойкость режущей пластины и силу резания при черновом точении материалов групп P и M.

Ключевые слова: режущая пластина, стружкообразование, износ, задняя поверхность, составляющие силы резания, скорость резания.

В качестве объекта исследования были приняты экспериментальные многоступенчатые режущие пластины с дискретным исполнением режущей кромки.

Экспериментальные пластины изготавливались на инструментальном производстве ООО «Щекинский завод РТО». Формирование формы дискретной режущей кромки осуществлялось на режущей пластине электроэрозионным методом с использованием адаптивной системы выбора режима обработки станка «8оё1ек» мод. AQ 535Ь в соответствии с материалом обрабатываемого изделия.