Порошковые горячедеформированные материалы Al-Ni на основе механически активированных шихт тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.06, кандидат наук Слабкий Дмитрий Васильевич

• Слабкий Дмитрий Васильевич
• кандидат наук
• 2022

Оглавление диссертации кандидат наук Слабкий Дмитрий Васильевич

Введение

1 Анализ научно-технической и патентной литературы

1.1 Компактные и порошковые материалы на основе алюминия

1.2 Закономерности обработки порошковых шихт в высокоэнергетических мельницах

1.3 Закономерности формования компактированных материалов полученных на основе механически активированных шихт

1.4 Применение компактированных материалов полученных на основе механически активированных шихт

1.5 Выводы по главе

2 Материалы, технологии изготовления образцов и методики исследования полученных материалов

2.1 Исходные материалы и их характеристики

2.2 Технологии формования и изготовления горячештампованных образцов

2.3 Методики исследования процессов МХА, ХП, ГШ, структуры и свойств материалов Д16-М

3 Исследование закономерностей измельчения шихты Д16-М

3.1 Исследование гранулометрического состава шихты Д16-М

3.2 Анализ влияния параметров размола на средний размер частиц шихты и значения ПАГ

3.3 Влияние параметров размола на коэффициенты уравнения распределения частиц по размерам Розина-Раммлера

3.4 Выводы по главе

4 Изучение влияния параметров механохимической активации на процессы уплотнения при холодном прессовании и горячей штамповки заготовок

4.1 Закономерности уплотнения ГДПМ на основе активированной

стружки Д16

4.2 Уплотнение материала на основе активированной стружки Д16 с

добавлением порошка алюминия

4.3 Закономерности уплотнения ГДПМ на основе активированного порошка из стружки Д16

4.4 Уплотнение материала на основе активированного порошка из стружки Д16 с добавлением порошка алюминия

4.5 Выводы по главе

5 Свойства, структура и область применения ГДПМ на основе активированной стружки Д16 легированной N1

5.1 Исследование механических свойств ГДПМ Д16-№

5.2 Выбор материала с оптимальными механическими свойствами и исследование его структуры

5.3 Применение полученного порошкового материала Д16-М

Общие выводы

Список сокращений и условных обозначений

Библиография

Приложение А

Приложение Б

Приложение В

Приложение Г

Приложение Д

Приложение Е

Приложение Ж

Приложение И

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Порошковые горячедеформированные материалы Al-Ni на основе механически активированных шихт»

Введение

Актуальность темы. На сегодняшний день актуальными являются исследования по проблеме получения в машиностроении компактных материалов на основе алюминиевых сплавов. Этот интерес связан с потребностью в материалах имеющих высокую удельную прочность, износостойкость, коррозионную стойкость и обладающих при этом малым весом. Наиболее распространенными способами получения порошковых материалов на основе алюминия являются: спекание, динамическое горячее прессование, экструзия, самораспространяющийся высокотемпературный синтез. Перспективной технологией получения функциональных порошковых материалов с заданными свойствами является горячая обработка давлением пористых заготовок на основе механически активированных порошков алюминия, что позволяет использовать в качестве сырья стружковые отходы [1, 2]. Данная технология позволяет снизить затраты на исходное сырье, улучшая технико-экономические показатели производства.

Цель и задачи исследования. Целью работы является повышение механических свойств материалов за счёт усовершенствования технологии получения горячедеформированного порошкового материала на основе механоактивированных стружковых отходов токарного производства.

Для реализации поставленной цели необходимо решить следующие задачи:

- исследовать влияние режимов механохимической активации (МХА) в жидких средах порошковых шихт на гранулометрический состав при различном содержании никеля, составе жидкой среды, времени размола и частоты вращения ротора;

- изучить влияние МХА на процессы уплотнения при холодном прессования (ХП) и горячей штамповке (ГШ) материала на основе измельченной стружки Д16 с добавками порошка никеля;

- исследовать влияние содержания никеля и состава жидкой среды на закономерности формирования структуры и свойств горячедеформированных порошковых материалов (ГДПМ) на основе МХА стружки Д16;

- усовершенствовать технологию получения ГДПМ с повышенными механическими свойствами на основе МХА стружки Д16.

Научная новизна.

1. Установлена взаимосвязь между содержанием никеля в шихте и процессами размола стружки Д16, холодного прессования, горячей штамповки и механических свойств. Впервые установлено, что введение порошка никеля позволяет повысить производительность процесса измельчения стружки Д16 и повысить механические свойства ГДПМ на их основе.

2. Впервые показано, что в процессе механохимической активации стружки алюминиевого сплава Д16 совместно с порошком никеля из-за локального плавления частиц в зоне контакта формируются интерметаллиды (Л13М2)0,4.

3. Выявлены особенности протекания экзотермической реакции на формирования интерметаллидов (Л13№2)0,4. Значительное выделение тепла в зоне контакта частиц никеля с алюминиевой матрицей приводит к формированию бескислородных участков структуры и контактному плавлению образца.

Практическая значимость.

Усовершенствована технология получения ГДПМ на основе ПАС, легированного порошком никеля с повышенными механическими свойствами по сравнению с исходным алюминиевым сплавом Д16. На основе выявленных взаимосвязей между содержанием никеля в шихте и процессами размола стружки Д16, холодного прессования, горячей штамповки и механических свойств, предложена методика определения оптимальных значений параметров размола стружки Д16 с добавкой порошка никеля на основе оценки расчётных значений предела прочности на срез, определяемых с учетом выхода ПАС, КЧ и прочности ГДПМ.

Установлено, что значительное выделение тепла в зоне контакта частиц никеля с алюминиевой матрицей, в процессе нагрева заготовок, приводит к

формированию бескислородных участков структуры, что позволяет проводить горячую штамповку без защитной атмосферы, снизив тем самым производственные затраты.

Возможность применения разработанного материала для изготовления заготовка шестерни масляного насоса на основе смеси алюминиевого порошка и активированного порошка из стружки Д16 подтверждена актом ООО «ТД «Завод Коммунар», п. Саракташ. По результатам заводских испытаний механических свойств в условиях предприятия ООО «Композит Нчк», г. Новочеркасск, разработанный ГДПМ на основе механохимически активированного порошка из сплава Д16, подтвердил заявленные характеристики и принят к использованию на предприятии для производства заготовок шестерён насосов.

Методы исследования и достоверность результатов. При исследовании образцов МХА шихты и ГДПМ использовались следующие методы анализа: энергодисперсионная рентгенофлуоресцентная спектрометрия;

рентгеноструктурный и фазовый анализ вещества; термогравиметрический анализ в воздухе; термогравиметрический анализ в гелии; рентгеноспектральный микроанализ и элементное картирование.

Высокая достоверность исследований обеспечивается использованием современного оборудования и статистической обработкой большого числа точечных данных значений интенсивности аналитического сигнала при элементном картировании.

При обработке данных использованы современные методы и программы расчета. Степень достоверности результатов подтверждается:

- согласованностью полученных результатов с фундаментальными положениями порошкового материаловедения, а также соответствия экспериментальных данных и научных выводов общепринятым положениям, опубликованным в печатных изданиях;

- применением статистической обработки результатов экспериментальных исследований (программы STATISTICA, Table Curve);

- использованием в экспериментальных исследованиях современных методов испытаний, поверенного оборудования и стандартных методик, в сочетании с комплексом методов исследований структуры и свойств.

Основные положения, выносимые автором на защиту:

- закономерности влияния содержания никеля в шихте на кинетику МХА, процессы уплотнения при ХП и ГШ, механические свойства ГДПМ на основе шихты, содержащей порошки никеля и алюминиевого сплава Д16, полученного измельчением стружки, крупных частиц (КЧ) и их смеси с порошком алюминия в состоянии поставки;

- закономерности влияния жидких сред на процессы диспергирования -агломерации, протекающие во время МХА стружки сплава Д16 совместно с порошком никеля;

- оптимальные значения параметров размола, позволяющие получить материал, состоящий из порошка алюминиевого из стружки (ПАС) с добавлением порошка алюминия (ПАСПА) с повышенными механическими свойствами;

- особенности структуры материала, полученного при оптимальных параметрах размола.

Апробация работы. Основные положения и результаты исследований докладывались на:

- 58-й и 59-й научно-технической конференции профессорско-преподавательского состава, научных работников, аспирантов и студентов ЮРГТУ (НПИ);

- региональных научно-технических конференциях студентов, аспирантов и молодых ученых вузов Ростовской области «Студенческая научная весна» 2011 -2014г;

- конкурсе аспирантов и молодых ученых в области энергосбережения в промышленности (г. Новочеркасск, октябрь 2010 г.); на V Международной научно-практической конференции (г. Новочеркасск, 15 ноября 2011 г.);

- VI Международной школе «Физическое материаловедение» (г. Новочеркасск, 24 июня 2013г.).

1 Анализ научно-технической и патентной литературы 1.1 Компактные и порошковые материалы на основе алюминия

1.1.1 Компактные алюминиевые сплавы характеризуются высокой удельной прочностью, способностью сопротивляться инерционным и динамическим нагрузкам, хорошей технологичностью. Временное сопротивление разрыву алюминиевых сплавов достигает от 500 до 700 МПа при плотности не более 2,85 г/см3. Большинство алюминиевых сплавов имеют хорошую коррозионную стойкость (за исключением сплавов с медью), высокие теплопроводность и электрическую проводимость, хорошие технологические свойства (обрабатываются давлением, свариваются точечной сваркой, а специальные -сваркой плавлением, в основном хорошо обрабатываются резанием) [3].

Легирующие элементы, особенно переходные, повышают температуру рекристаллизации алюминия. При кристаллизации они образуют с алюминием пересыщенные твердые растворы. В процессе гомогенизации и горячей обработки давлением происходит распад твердых растворов с образованием тонкодисперсных частиц интерметаллидных фаз, препятствующих прохождению процессов рекристаллизации и упрочняющих сплавы. Это явление получило название структурного упрочнения, а применительно к прессованным полуфабрикатам - пресс-эффекта. Для снятия остаточных напряжений в нагартованных полуфабрикатах, полученных холодной обработкой давлением, а также в фасонных отливках проводят низкий отжиг. Температура отжига находиться в пределах 150-300оС [3].

Все алюминиевые сплавы можно разделить на три группы: деформируемые сплавы, предназначенные для получения поковок, штамповок, проката, труб; литейные сплавы; сплавы, получаемые методами порошковой металлургии [4].

Каждый из этих сплавов можно разделить еще на две следующие группы: сплавы, не упрочняемые термообработкой, и те, которые можно упрочнять термообработкой [5]. Высокопрочный никалин АЦ6Н4 был разработан на основе

базовой композиции, свойства которой приведены в таблице 1.1. Для этого сплава, так же как и для других на базе эвтектики (А1)+А13М, было предложено название никалин.

Таблица 1.1 - Сравнительная характеристика механических и литейных свойств сплавов на основе твердого раствора A1-6%Zn-1,6%Mg-1%Cu с различными эвтектическими фазами

Эвтектическая фаза т Ов, МПа 00,2, МПа 5, % К1с, МПа-м1/2 ПГ*, мм

- 151 446 426 5,0 45,0 37,5

Mg2Si 166 480 450 1,0 24,2 17,5

174 520 482 302 31,5 22,5

Al9FeNi 166 505 465 1,9 27,5 27,5

Al8Fe2Si 164 490 462 1,4 25,4 27,5

* Показатель горячеломкости по пробе ВИАМа

Существенно повысить жаропрочность алюминиевых сплавов можно за счет легирования повышенными концентрациями переходных металлов. Положительные результаты были достигнуты при использовании методов быстрого охлаждения расплава (гранульная и порошковая металлургия), поскольку в этом случае удается реализовать структуру, существенно отличающуюся от той, которая формируется в условиях кристаллизации массивных слитков.

Переходные металлы (ПМ) по растворимости в алюминии можно разделить на две группы: ПМ 1, имеющие относительно высокую растворимость (десятые доли процента и выше), и ПМ 2, малорастворимые в алюминии и образующие фазы эвтектического или первичного происхождения [6]. В качестве ПМ 2 наиболее подходящими кандидатами являются никель, железо и церий, которые образуют дисперсные эвтектики с участием двойных и тройных алюминидов. Все эвтектики, приведенные в таблице 1.2, имеют высокую температуру плавления и способны к фрагментации при нагреве, несмотря на низкую растворимость ПМ 2 в алюминии.

Таблица 1.2 - Характеристика двойных эвтектик на основе алюминия с переходными металлами (ПМ 2)

Номер сплава Состав эвтектики, % масс Фаза Qv, % об. Т, оС

№ Fe А1

1 6 - ост. АЬ№ 9,7 640

2 1,7 1,7 ост. Al9FeNi 8,1 649

3 - 2 ост. А^* 6,4 -

* Метастабильная фаза.

Как следует из рисунка 1.1, структура эвтектики (А1)+А13М в двойном сплаве значительно дисперснее, чем в многокомпонентном никалине АЦ6Н4 с широким интервалом кристаллизации, полученном при одинаковом значении Ус (около 10 К/с).

Рисунок - 1.1 Микроструктура сплава А1-6% N1 в литом состоянии

Данная эвтектика обеспечивает более однородную структуру в отливках по сравнению с алюминиево-кремниевой. При указанной скорости охлаждения фаза А13М начинает фрагментировать, начиная с 430оС и благодаря высокой исходной дисперсности можно получить глобулярные частицы субмикронного размера.

Жаропрочные сплавы могут быть созданы и на базе других эвтектик, в частности железосодержащих (Таблица 1.2), что делает их более экономно легированными. Показатели жаропрочности сплавов с фазами А^е№ и А11оРе2Се при 400оС выше, чем у сплавов АЛ33 и АЦр1У.

Из материалов на основе алюминидов никеля наибольший интерес представляют интерметаллиды М3А1 и МА1, обладающие достаточно высокими характеристиками жаропрочности и жаростойкости. Алюминид никеля М3А1

(13,3% масс алюминия) составляет основу фазы, являясь сверхструктурой с кубической решеткой, в элементарной ячейке которой атомы алюминия занимают вершины куба, а атомы никеля - центры граней [7]. При комнатной температуре временное сопротивление разрыву литого алюминида М3Л1 стехиометрического состава составляет от 190 до 215 МПа при пределе текучести от 85 до 92 МПа и относительном удлинении около 1%. Увеличение содержания алюминия до 14% масс приводит к некоторому повышению прочностных характеристик (ов от 270 до 350 МПа, о0,2 от 100 до 110 МПа) и относительного удлинения (5 от 1,2 до 1,7%) литого интерметаллида. Предел текучести интерметаллида М3Л1, полученного методами порошковой металлургии, колеблется в пределах от 100 МПа при величине зерна 1000 мкм до 900 МПа при величине зерна 3мкм. Относительное удлинение при этом составляет от 1 до 2,5%.

Монокристаллы М3Л1 обладают высокой пластичностью. В то же время поликристаллы М3Л1 отличаются хрупкостью, хотя скольжение в них может происходить по пяти независимым системам скольжения, что по критерию Мизеса достаточно для обеспечения общей пластичности. Пластичность и прочность интерметаллида М3Л1 можно повысить измельчением зерна и повышением чистоты исходных материалов. Однако наиболее эффективный способ повышения комплекса его свойств состоит в легировании.

Одна из задач легирования алюминида М3Л1 заключается в повышении его низкотемпературной пластичности и уменьшении склонности к межзеренному разрушению. Эта цель достигается легированием М3Л1 такими элементами, как В, Fe, Zr, Н£, Сг, Мп, Со, Б1. Пластичность алюминида никеля возрастает в результате уменьшения при легировании энергии активации термически активируемых дислокационных процессов и увеличении числа действующих систем скольжения.

Низкотемпературную пластичность М3Л1 наиболее эффективно повышают небольшие добавки бора (от 0,05 до 0,1% ат.), который сегрегируя на границах зерен, устраняет межзеренное разрушение. Интерметаллид М3Л1 без добавки бора имеет относительное удлинение около 1%, а относительное удлинение сплавов

никеля с 0,1% бора и содержанием алюминия от 23 до 24% ат. и при комнатной температуре достигает от 35 до 50%. Сплав с 0,1% ат. бора можно прокатать вхолодную со степенью деформации 90% без промежуточных отжигов. Эффективность влияния бора на пластичность зависит от соотношения Ni/Al в сплаве: при введении 0,1% ат. бора в сплав с 24% алюминия относительное удлинение повышается до 35%, а та же добавка бора в сплав с 26% алюминия не изменяет пластичность сплава.

Бор оказывает благоприятное влияние на пластичность сложнолегированных сплавов. Вместе с тем для сплавов на основе Ni3Al характерен провал пластичности при температурах от 600 до 850оС, что связано с проникновением кислорода по границам зерен, способствующего межзеренному разрушению.

Представляют интерес сплавы на основе Ni3Al, легированные железом, в которых железо частично замещает никель, а частично алюминий. При содержании железа до 10% ат. сплавы сохраняют однофазную Ь12-структуру, а при больших концентрациях железа становится двухфазными (у+у'). Сплавы, содержащие от 6 до 15% ат. железа, хорошо обрабатываются давлением и из них легко получить листы толщиной 0,8 мм холодной прокаткой. Сплавы отличаются повышенным пределом текучести по сравнению с Ni3Al, легированным бором, отличной коррозионной стойкостью, удовлетворительной свариваемостью. Дополнительное легирование сплавов Ni-Al-Fe-B углеродом вызывает дополнительное упрочнение из-за образования дисперсных карбидов.

1.1.2 Существующие способы получения алюминиевых порошков можно разделить на две основные группы:

- физико-химические способы, сопровождающиеся принципиальными изменениями химического и фазового состава исходного материала в процессе получения порошкообразного металла;

- физико-механические способы, в процессе осуществления которых не происходит принципиальных изменения химического и фазового (за исключением перехода жидкого состояния в твердое) состава исходного

материала. Физико-механические способы являются основными методами при производстве алюминиевой порошковой продукции [8].

Механическая активация - преобразование (изменение) структуры материала, посредством воздействия механических сил, придающих ему новые физические и химические свойства, за счет аккумулирования части подведенной энергии.

Механическое легирование (МЛ) характеризуется равномерным распределением и измельчением исходных частиц, связыванию их в композицию путем сварки полученных осколков, а так же уменьшением влияния гранулометрического состава на свойства получаемых материалов. Способ заключается в смешивании основы и упрочняющей фазы порошков в специальных энергетических мельницах, наиболее распространёнными из которых являются аттриторы и планетарные мельницы. В процессе размола в частицы пластически деформируются, разрушаются и возникают новые. МЛ сопровождается многократным повторением этих процессов вплоть до образования однородной гранулированной композиции, при этом компоненты диспергированы друг в друга [9]. Метод нашел широкое промышленное применение для производства жаропрочных материалов, позволяя получать композиции без каких-либо ограничений по составу и числу компонентов, отличается простотой и хорошей воспроизводимостью результатов. Обработка в механореакторе приводит к растворению легирующих элементов в алюминии.

При определенных условиях механическая энергия становится фактором, стимулирующим превращение, получившее название механохимическое. Так как в обоих случаях происходит механохимический синтез, то деление на механическое и реакционно-механическое легирование является условным, отличие заключается в полноте его протекания.

В композициях, легированных никелем и железом, имеющих сравнительно низкую растворимость в алюминии, образуют стабильные алюминиды. Отмечающееся после отжига в интервале температур от 200 до 300оС снижение твердости на 40МПа, сменяется её ростом. Максимальное значение твердости

наблюдается после отжига при температуре от 400 до 450оС и превышает первоначальные значения на 30 МПа. Отжиг при температуре от 550 до 600оС приводит к снижению твердости до 900 МПа. В композициях легированных бором, образующим с алюминием термически стабильные бориды, незначительное уменьшение твердости, наблюдаемое после отжига в интервале от 200 до 550оС, сменяется небольшим ростом в дальнейшем. Высокая твердость в этих композициях сохраняется и после выдержки при температурах плавления.

1.1.3 Проблема спекания алюминиевых порошков является препятствием на пути широкого использования порошковой металлургии для изготовления конструкционных деталей машиностроения. Параметры среды и режим спекания оказывают влияние на свойства получаемых материалов. Спекание алюминиевых изделий на воздухе может дать значительное снижение стоимости изделий. Успешное проведение спекания на воздухе зависит от правильного подбора режимов нагрева и охлаждения, при этом важно обеспечить высокую скорость нагрева и охлаждения заготовки (от 100 до 200оС/с) [10]. Наиболее удовлетворительные физико-механические характеристики удается получить при использовании вакуумного спекания, имеющего ряд технических сложностей, связанных с обеспечением достаточного разряжения при спекании порошковых заготовок. В практике наибольшее распространение получило спекание в защитной атмосфере азота.

Предложен способ изготовления роторов электродвигателей из порошкового сплава состава, % масс: Si от 10 до 42; Fe 5; Ni от 2 до 8, Al -остальное [11]. Исходный порошок получен распылением в воздухе и имеет размер частиц 250 мкм. Холодное изостатическое прессование проводили под давлен. 3т/см2. Роторы подвергали термообработке при температуре от 300 до 450 оС. Материал имеет твердость от 50 до 90 HRB.

Процесс спекания с исчезающей жидкой фазой назван ISM (in situ microfusion) [12]. Преимуществами процесса ISM являются практически полная уплотняемость, дисперсное распределение интерметаллидов в скелетообразной алюминиевой матрице, сокращение продолжительности цикла спекания,

повышение механических свойств и возможность получения композиционных материалов с металлической матрицей. Экзотермическая реакция в системах Al-Fe и Al-Ni, температура которой ниже температуры ликвидус в каждой из этих систем приводит к появлению жидкой фазы. С учётом результатов исследований рекомендованы следующие условия ISM для системы Al-Fe: добавки Fe от 8 до 10% масс, температура в печи от 600 до 630оС, давление прессования от 121 до 242 МПа, скорость нагрева 20оС/мин, зернистость от 10 до 125 мкм. Для системы Al-Ni рекомендован регламент, отвечающий быстрому нагреву, определённому составу (Ni от 6 до 10% масс), зернистости никеля 5 мкм, давлению прессования 242 МПа, температуре от 620 до 640оС.

В работе Русина Н.М. исследовали спекание алюминия со значительными добавками никеля [13]. Были определены температурный (от 700 до 750оС) и концентрационный (от 10 до 17% ат. Ni) интервалы, в пределах которых можно получить плотные образцы путем спекания, а так же изучены механические свойства сплавов, влияние температуры спекания и концентрации никеля. Так же Русин Н.М. исследовал износостойкость сплавов [14], полученных жидкофазным спеканием в вакууме прессовок из смеси порошков алюминия, никеля и графита. Содержание никеля варьировалось в пределах от 10 до 17,5% ат., графита от 5 до 15% ат. Испытание на износ проводилось в условиях трения скольжения со смазкой по закалённой стали со скоростью 0,2 м/с при нагрузке от 20 до 70 МПа. Наилучшими характеристиками обладал сплав с 12,5% ат. никеля.

1.1.4 Для получения Ni3Al методом горячего изостатического прессования (ГИП) наиболее приемлемым является реакционное спекание, заключающееся в нагреве до температуры около 600оС сформованной заготовки из смеси Ni и Al порошков, после чего в результате экзотермического разогрева и образования жидкой фазы происходит быстрое уплотнение [15]. В случае получения NiAl по такому методу разогрев слишком велик, в связи с чем, к смеси порошков рекомендуется добавлять порошки легирующих элементов.

Методами реакционного спекания и горячего изостатического прессования были получены интерметаллические сплавы на основе Ni-Al (Ni3Al, Ni3Al+

1% А1203, М3А1+2% Т1В2) и исследованы их свойства [16]. Данные сплавы имели мелкозернистую микроструктуру и пористость <1%. Процесс дисперсионного упрочнения повышает примерно на треть прочность по сравнению с исходным состоянием у сплава М3А1. Все сплавы обладали повышенной хрупкостью из-за межкристаллитного разрушения, связанной с высоким сопротивлением текучести, которое может быть понижено введением бора.

1.1.5 Сравнили микроструктуру сплавов А1Б12б№8 и А1812б№бРе2, полученных горячей экструзией порошков и охлаждённых из жидкого состояния [17] и оценили возможность частичного замещения никеля железом без отрицательного влияния на микроструктуру. Стабильность микроструктуры алюминиевой матрицы изучали от 20 до 500оС методом рентгеновской дифракции. Структурные параметры сплавов А1812б№бРе2 и А1Б12б№8 сравнимы и обе системы имеют хорошую стабильность микроструктуры.

Была исследована структура многослойных композитов М-А1 сваренных взрывом [18]. На границе раздела были обнаружены сплошные прослойки смешанных А1 и М. Несколько интерметаллических фаз, включая декагональную фазу и метастабильный А19М2, были обнаружены в этих зонах с помощью дифракции электронов. Сотовая дислокационная структура, сформированна в пластинах М, и полигонизированная дислокационная структура, сформированна в пластинах А1 из-за чрезвычайно высокой скорости деформации и нагрева. Последующая термическая обработка при 620°С привела к быстрому образованию стабильных интерметаллических слоев на границах раздела. Рост интерметаллических слоев был значительно быстрее во взрывно-сварном композите, чем в контрольном образце.

Методами металлографии и растровой электронной микроскопии исследована микроструктура алюминида никеля, получаемого методом порошковой металлургии с последующей горячей экструзией [19]. Экструдировали цилиндрический образец диаметром 8 мм и длиной 12 мм, полученный методом холодного прессования с использованием порошка N1 с

зернистостью от 3 до 4 мкм и чистотой 99,8% и порошка Al с зерном <45 мкм и чистотой 99,7%.

Сплавы Mg-Al-Ni были получены методом порошковой металлургии, и были исследованы их микроструктура и механические свойства при повышенной температуре [20]. Результаты показывают, что в дополнение к a-Mg матрице в сплавах Mg-Al-Ni существуют как крупные частицы Al3Ni2, так и мелкие наночастицы AlNi. Прочность при 150°С улучшается с увеличением содержания никеля. Сплав Mg-18,3Al-8Ni обладает прочностью на сжатие 234,7 МПа и пределом текучести 146,5 МПа. Пластичность также улучшается при низкой концентрации Ni. Сплав Mg-11,3Al-2Ni обладает степенью сжатия 17,3%. Фазы Al3Ni2 и AlNi в сплавах блокируют движения границ зерен и дислокаций при деформации при повышенной температуре. Наличие фазы AlNi обеспечивает неосновную систему скольжения, что приводит к улучшению пластичности. Наконец, механизм образования фаз Al-Ni в процессе обсуждается с помощью термодинамики и кинетики.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Слабкий Дмитрий Васильевич, 2022 год

■1. —

j -а

63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

Время размола 0,5 ч (а); 1 ч (б); 1,5 ч (в); 2 ч (г); 3 ч (д); 4 ч (е) Рисунок 3.2 - Гистограммы распределения частиц шихты по размерам, до и после обработки в ступке (См=0% масс)

г

д

е

С увеличением времени размола до 1 ч измельчение стружки проходит более интенсивно и порошок распределяется по ситам: от 63 до 100 мкм -10% масс; от 100 до 160 - 28% масс; от 160 до 200 мкм - 9% масс. В процессе обработки в ступке происходит частичное диспергирование всех фракций с образованием частиц порошка размером меньше 63 мкм (21% масс). Дальнейшее увеличение времени размола (от 1,5до 3 ч) приводит к резкому увеличению выхода фракции меньше 63 мкм (от 48 до 52% масс). При времени размола 4 ч выход фракции меньше 63 мкм резко снижается до 30% масс, а фракции больше 630 мкм увеличивается до 52% масс. Обработка в ступе приводит к разрушению малосвязных агломератов размером больше 630 мкм (с 52% до 30% масс) с увеличением фракции меньше 63 мкм (Таблица Б.1).

Введение порошка никеля в шихту в количестве 2% масс характеризуется ярко выраженным бимодальным распределением частиц, пики находятся на ситах менее 63мкм и более 630 мкм (Рисунок 3.3) [65].

60

8

f i" . ^ >

3 >

о

а

1 L

- ■ 1 1 _

60

8 f

£ v

• rf

« N

<

0

б

. ihl h - -

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

д

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

60

f 4L

£ 50 ^ >

0

I

:

50

сса

м

- J

10 о

60

сс

f

sp 30

3 w

< м

г

ЯШ — 1

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

1

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

Время размола 0,5 ч (а); 1 ч (б); 1,5 ч (в); 2 ч (г); 3 ч (д); 4 ч (е) Рисунок 3.3 - Гистограммы распределения частиц шихты по размерам до и после обработки в ступке (См=2% масс)

в

е

Так же увеличение времени размола повышает выход фракции меньше 63 мкм с одновременным снижением выхода фракции меньше 630 мкм. При времени размола 0,5 ч частиц с размером меньше 100 мкм практически не образуется, а образование других фракций не значительно, в то время как дальнейшее увеличение времени размола приводит к резкому повышению выхода фракции меньше 63 мкм. Ручная обработка в ступе не оказывает существенного влияния на перераспределение частиц по размерам.

Введение 4% масс никеля в шихту не меняет бимодальный характер распределения частиц по размерам (Рисунок 3.4). При малом времени размола (от 0,5 до 1 ч) измельчение стружки происходит до фракции размером от 100 до 160 мкм и от 200 до 315 мкм, в то время как дальнейшее увеличение времени размола до 4 ч стружка измельчается до фракции размером меньше 63 мкм.

60 § 41'

^ 51' „ :<.' 10 о

а

■ 1

_ _ 1 ■ 1 —

60

о

о

^ :<-¿2

3 ,,

б

1

1 1

. 1 _ -

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

60

сса

I 1" Й >

60

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

1

сс са м

10

о

I

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

Время размола 0,5 ч (а); 1 ч (б); 1,5 ч (в); 2 ч (г); 3 ч (д); 4 ч (е) Рисунок 3.4 - Гистограммы распределения частиц шихты по размерам до и после обработки в ступке (См=40/о масс)

г

в

Обработка в ступе оказывает влияние на перераспределение частиц по размерам при времени размола 0,5 ч (диспергирование 8% масс фракции больше 630 мкм с увеличением выхода фракций от 100 до 160 мкм и от 200 до 315 мкм) и 1 ч (агломерация 4% масс фракции от 100 до 160 мкм с образованием фракции от 200 до 315 мкм).

Увеличение содержания никеля до 6% масс приводит к увеличению выхода порошка в более широком диапазоне размеров частиц (Рисунок 3.5). Время размола от 0,5 до 1 ч характеризуется тем, что практически не происходит образование фракций меньше 100 мкм, в то время как с увеличением времени размола проявляется ярко выраженное бимодальное распределение частиц на два основных размера меньше 63 мкм и больше 630 мкм.

50

50 § -

10 0

50 f -s ^

< о

II

-

О 4"

f -

а

< м

б

1 1

■ 1 I 1

- 1 1.1 1 __ 1

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

50 40 30 20 10 о

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

70

сс са м

£

д

70

£

сс

ам м

S

<

о

1

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

0 63 100 160 200 315 400 630 Размер сит, мкм

Время размола 0,5 ч (а); 1 ч (б); 1,5 ч (в); 2 ч (г); 3 ч (д); 4 ч (е)

Рисунок 3.5 - Гистограммы распределения частиц шихты по размерам до и

после обработки в ступке (Cní=6 масс)

а

в

г

е

Наибольший выход активированного стружкового порошка, в том числе фракции меньше 63 мкм в количестве от 66 до 68% масс наблюдается при времени механохимической активации 3 ч (Рисунок 3.6).

о

0

1

\0

„

о

т

чо

й

<

55

50

45

1 2 3 4 1 2 3 4

^ 4 4

Рисунок 3.6 - Зависимость выхода ПАС (а) и фракции меньше 63 мкм (б) от времени размола, до (1) и после обработки в ступе (2)

Обработка в ступе приводит к агломерации порошка фракций от 100 до 160 мкм и от 160 до 200 мкм с увеличением выхода фракции от 200 до 315 мкм (12% масс) при времени размола 0,5 ч. Увеличение времени размола до 1 ч приводит к диспергированию фракций от 160 до 200 мкм и от 315 до 400 мкм с повышением выхода фракции от 100 до 160 мкм на 11% масс и фракции от 200 до 315 мкм на 25% масс.

Совместный анализ влияния времени размола и содержания никеля в шихте на выход активированного порошка из стружки (Рисунок 3.7а) и фракции меньше 63 мкм (Рисунок 3.7б) показал, что оптимальными параметрами механохимической активации являются время размола 3 ч и содержание никеля 6% масс [65]. Так же установлено, что на процесс размола наибольшее влияние оказывает время размола, а не содержание никеля в шихте. При этом установлен бимодальный характер распределения частиц шихты по размерам после МХА и последующей обработке в ступе (Рисунок 3.5д).

Рисунок 3.7 - 3D Spline модели влияния времени размола и содержания никеля на выход ПАС (а) и фракции меньше 63 мкм (б)

Второй этап двухфакторного эксперимента проводился в соответствии с ротатабельным планом второго порядка. В нем варьировались частота вращения ротора (np) и время механохимической активации (tp) при фиксированных значениях содержания жидкой среды.

Увеличение частоты вращения ротора от 300 до 360 мин-1 в шихте без добавления ЖС приводит к улучшению процесса измельчения (Рисунок 3.8а). Увеличение времени размола от 1,6 до 3 ч так же приводит к повышению выхода активированного порошка из стружкового, в дальнейшем интенсивность измельчения снижается.

Повышение частоты вращения ротора до 325 мин-1 при времени размола 3 ч приводит к уменьшению выхода ПАС, дальнейшее увеличение частоты вращения ротора приводит к повышению выхода ПАС (Таблица Б.2). При времени размола 3 ч и частоте вращения ротора 290 мин-1 произошло налипание всего загруженного в кювету материала на размольные тела (Рисунок 3.9а). Дальнейшее увеличение времени размола до 4 ч и частоты вращения ротора до 300 мин-1 привело к частичному налипанию измельченного порошка на стружку за счет наслаивания размягчённого B2O3, плакирования твёрдых частиц Ni мягкими частицами Al и шаржирования мягких частиц Al твёрдыми частицами Ni

(Рисунок 3.9б) [59]. Лучше всего процесс измельчения происходит при частоте вращения ротора 360 мин-1 во всем диапазоне времени размола.

о о се S

б

<

Ф

ИШшт

Иг

ем

.5-

tp, ч

О

о

ей

.5" г, ч

Содержание ЖС: 0% (а); 20% (б); 30% (в); 40% (г) Рисунок 3.8 - 3D Spline модели влияния времени размола и частоты вращения ротора на выход ПАС

Рисунок 3.9 - Налипание измельченного материала на размольные тела (а) и стружку (б) в процессе МХА

Критической частотой вращения ротора для шихты, содержащей 20% ЖС от массы шихты, является 325 мин-1, характеризующаяся минимальным выходом ПАС, при этом время размола составляет 1,6 ч. С увеличением времени размола до 3 ч происходит улучшение процесса измельчения, после чего увеличение времени размола не значительно влияет на выход активированного порошка (Рисунок 3.8б).

Снижение интенсивности измельчения происходит при увеличении частоты вращения ротора от 290 до 325 мин-1, дальнейшее увеличение частоты вращения ротора до 360 мин-1 приводит к интенсификации процесса измельчения. Максимальный выход ПАС наблюдается при времени размола 3 ч и частоте вращения ротора 360 мин-1 (Таблица Б.3).

Исследование шихты, содержащей 30% ЖС от массы шихты, показало, что при частоте вращения ротора 325 мин-1 наблюдается минимальный выход ПАС, повышение времени размола не значительно влияет на процесс измельчения (Рисунок 3.8в). Изменение частоты вращения ротора увеличивает выход активированного порошка из стружки. Экстремумы максимального выхода ПАС находятся в точках экстремума частоты вращения ротора (Таблица Б.4).

Минимальный выход активированного порошка из стружки в шихте, содержащей 40% ЖС от массы шихты, наблюдается при частоте вращения ротора 325 мин-1 во всем диапазоне времени размола (Рисунок 3.8г). Увеличение частоты вращения ротора до 325 мин-1 ухудшает процесс измельчения, а его дальнейшее увеличение приводит к повышению выхода активированного порошка из стружки. Максимальный выход порошка из стружки наблюдается при повышенных значениях времени размола от 3 до 4,4 ч и экстремальных частотах вращения ротора (Таблица Б.5).

Анализ данных показал (Рисунок 3.10), что введение ЖС при фиксированном значении частоты вращения ротора 300 мин-1 и времени размола 4 ч, способствует резкому повышению выхода активированного порошка из стружки (в том числе фракции меньше 63 мкм). Дальнейшее увеличение содержания ЖС приводит к снижению выхода фракции меньше 63 мкм при

сохранении выхода активированного порошка из стружки, а так же

Снврбк, % от массы шихты Снврбк, % от массы шихты

Рисунок 3.10 - Зависимость выхода ПАС (а) и фракции меньше 63 мкм (б) от содержания ЖС до (1) и после обработки в ступе (2)

о о ей

<

Ь-.. 1-1

120 130 140

0 63 100 160 200 250 315 400 630

а

о о ей

80 70 60 50 40 30 20 10 0

Л Л ,,] \п-1

■ о

120 130 140

0 63 100 160 200 250 315 400 630

б

Размер сит, мкм Размер сит, мкм

Рисунок 3.11 - Гистограммы распределения частиц шихты в зависимости от содержания ЖС до (а) и после обработки в ступе (б)

До обработки в ступке явно прослеживается бимодальное распределение частиц шихты на две основные фракции больше 630 мкм и меньше 63 мкм. После проведения обработки в ступке часть шихты образует агломераты, преимущественно находящиеся на сите 250 мкм. Фракция 630 мкм никак не отреагировала на ручную обработку, что свидетельствует об образовании трудно разрушимых агломератов (Рисунок 3.12).

Формирование агломератов происходит в результате наслаивания на частицы А1 размягченного В2О3, схватывания между частицами А1, плакирования твердых частиц N мягкими частицами А1, шаржирования мягких частиц А1 твердыми частицами М, и протекания топохимических реакций, способствующих сращиванию на межчастичных поверхностях [62]. На поверхности частиц А1 и N1,

смоченных жидкой средой, при повышении температуры в контактных областях происходит преобразование НВРБК до образования B2Oз.

HзBOз ^ НВО2 ^ B2Oз (3.1)

Рисунок 3.12 - Агломераты в отражённых электронах

Фаза B2O3 с низкой температурой плавления (300°С) и высокой жидкотекучестью заполняет микротрещины и поры частиц шихты и защищает материал от окисления. В областях с повышенной температурой оксидная фаза порошка А1 переходит в модификацию у'-А^з, обладающую неупорядоченной структурой шпинели, аналогичной структуре В^3 при температуре 475°С [62]. При дальнейшем повышении температуры согласно принципу структурного соответствия и ввиду большой подвижности ионов бора по вакансиям любого типа происходит образование твердого раствора бората алюминия А^Б^^.

2B2Oз(ж)+9Al2Oз(т)^A1l8B4Oзз(т) (3.2)

Контактное взаимодействие (Рисунок 3.13 а) в процессе сближения частиц алюминия (1) и никеля (2), покрытых плакирующим слоем В^3 (5), приводит к повышению температуры в зоне контакта. Снижение вязкости фаз В^3 и АЬ^Б^^, приводит к разрыву пленки оксида алюминия (4) (Рисунок 3.13б). При взаимодействии однородных частиц алюминия происходит их схватывание [66]. Контактное взаимодействие (Рисунок 3.13б) алюминия (1), свободного от оксидной пленки (4), с оксидной пленкой частицы никеля (3) приводит к инициированию экзотермической реакции:

3МО+2А1 ^3М+АШз+956 кДж (3.3)

Рисунок 3.13 - Схема формирования агломерированной частицы на основе алюминия, легированной никелем

Выделение теплоты формирует локальные очаги с температурой, необходимой для формирования жидкой фазы. Никель (2) формирует в алюминии пустоты, которые заполняются алюминием с растворенным в нем никелем (Рисунок 3.13в). Сплавлению никеля (2) с алюминием (1) способствуют повышенное давление и дефектность структуры частицы, в результате чего обеспечивается формирование бескислородных включений на основе никеля (Рисунок 3.13г). Так же при взаимодействии алюминия с метаборной кислотой (HBO2) могут протекать экзотермические реакции с образованием боридов А1В12 [67].

13Al+12HBO2^AlBl2+6Al2Oз+6H2O (3.4)

3.2 Анализ влияния параметров размола на средний размер частиц шихты и

значения ПАГ

Анализ 3D Spline моделей зависимости dcp(CNi; tp) показал не значительное снижение среднего размера частиц при увеличении содержания никеля (Рисунок В.1, Таблица В.1). С увеличением времени размола до 3 ч происходит интенсификация процесса измельчения, после чего средний размер частиц не значительно увеличивается. Максимальный размер частиц наблюдается при минимальном времени размола и содержании никеля.

Наилучшее измельчение (минимальные значения среднего размера частиц) достигается при максимальных значениях технологических факторов размола.

Обработка в ступке не значительно влияет на характер зависимости ёср(См, 1р). Без добавления никеля значения ПАГ имеют минимальные (время размола 4 ч) и максимальные (время размола 1 ч) значения. Введение никеля от 2 до 6% масс приводит к образованию трудно разрушимых агломератов.

Увеличение содержания никеля (Рисунок 3.14а) приводит к постоянному снижению среднего размера частиц активированного стружкового порошка, в то время как увеличение времени размола (Рисунок 3.14в) целесообразно до 3 ч, после чего измельчение происходит не значительно. Увеличение содержания никеля не значительно изменяет значения ПАГ (Рисунок 3.14б), а повышение времени размола приводит сначала к резкому повышению значений ПАГ с последующим спадом и выравниванием при времени размола выше 2 ч (Рисунок 3.14г).

2 и

—г :

160 120 80 40

2 4 г\ 6 .. 0/.

см, % масс

в

| \\ \\

1

0,99

1,16

б

4 6

См, % масс

¡?

С -

1,08 1,04 1,00 0,96

г

о \

^-^^

ч

ч

Рисунок 3.14 - Влияние содержания никеля 0р=4 ч) (а, б) и времени размола (См=60/о масс) (в, г) на средний размер частиц и ПАГ

Исследование влияния содержания ЖС на средний размер частиц шихты и значения ПАГ, показало, что в шихте без добавления ЖС изменение времени размола и частоты вращения ротора не значительно влияют на изменение

среднего размера частиц шихты после МХА (Рисунок В.2, Таблица В.2). Повышенные значения размеров частиц наблюдаются при времени размола 4 ч и частоте вращения ротора 300 мин-1. Сделано предположение, что происходит налипание мелких частиц на стружку (Рисунок 3.8б), так как обработка в ступке не повлияла на средний размер частиц.

1.0*

с

О,*5

о.*2

б

Пр, мин-1 ^

о tp, ч

Пр, мин-1

tp, ч

tp, ч

в

Содержание ЖС % от массы шихты: 0 (а); 20 (б); 30 (в); 40 (г) Рисунок 3.15 - 3D Spline модели зависимости ПАГ от частоты вращения ротора и времени размола

При частоте вращения ротора 300 мин-1 и времени размола 4 ч, происходит образование агломератов (ПАГ>1) (Рисунок 3.15а). Увеличение времени размола от 3 до 4,4 ч приводит к повышению значений ПАГ. Повышение частоты вращения ротора до 325 мин-1 приводит к уменьшению значения ПАГ, а

дальнейшее повышение частоты вращения ротора приводит к увеличению значений ПАГ.

Изменение времени размола шихты содержащей 20% ЖС от массы шихты при частоте вращения ротора до 350 мин-1 не оказывает значительного влияния на средний размер частиц, с дальнейшим увеличением частоты вращения ротора увеличивается средний размер частиц (Рисунок В.3, Таблица В.3). Максимальный размер частиц наблюдается при частоте вращения ротора 360 мин-1 и времени размола 3 ч.

Значение ПАГ во всем исследуемом диапазоне частот вращения ротора и времени размола меньше 1, что объясняется отсутствием агломерации в процессе обработки в ступке (Рисунок 3.15б). Активное диспергирование стружки в процессе размола наблюдается при времени размола 4,4 ч и частоте вращения ротора 350 мин-1 обеспечивает минимальное значение ПАГ.

Введение 30% ЖС от массы шихты обеспечивает увеличение среднего размера частиц (время размола от 1,6 до 2 ч) при увеличении частоты вращения ротора до 325 мин-1, дальнейшее увеличение частоты вращения ротора приводит к снижению среднего размера частиц (Рисунок В.4, Таблица В.4). Так же средний размер частиц увеличивается с возрастанием частоты вращения ротора в интервале времени размола от 3 до 4,4 ч. Обработка в ступке приводит к образованию агломератов, что свидетельствует об образовании активной шихты после МХА. Во всем исследуемом диапазоне частоты вращения ротора и времени размола ПАГ меньше 1 (Рисунок 3.15в). С увеличением частоты вращения ротора от 290 до 360 мин-1 значение ПАГ увеличивается, при этом наибольший рост ПАГ наблюдается при малом времени размола 1,6 ч.

Максимальный размер частиц в шихте содержащей 40% ЖС от массы шихты наблюдается при времени размола 3 ч и частоте вращения ротора 360 мин-1 (Рисунок В.5, Таблица В.5). Частота вращения ротора 325 мин-1 является критической при малом времени размола и ее изменение приводит к снижению размера частиц.

Характер влияния частоты вращения ротора и времени размола на средний размер частиц после обработки в ступке стал более ярко выражен. Агломерация происходит при повышенных значениях частоты вращения ротора и времени размола (Рисунок 3.15г). Введение ЖС способствует уменьшению среднего размера частиц.

3.3 Влияние параметров размола на коэффициенты уравнения распределения частиц по размерам Розина-Раммлера

По результатам проведенного гранулометрического анализа выявлено бимодальное распределение частиц по размерам, которое наблюдается на всех исследуемых диапазонах времени размола и частоты вращения ротора. Для описания нормального распределения частиц по размерам исследуется стружковый порошок без учета фракции размером больше 630 мкм.

Анализ графиков показал, что значения а и в мало зависят от концентрации никеля, в то время как длительность размола оказывает на них существенное влияние (Рисунок Г.1). Максимальные значения коэффициента а наблюдаются при времени размола 2 ч, изменение которого резко снижают эти значения. Значения в максимальны при времени размола 0,5 ч, с увеличением времени размола эти значения снижаются. Обработка в ступке не оказала существенного влияния на значение коэффициентов а и в (Таблица 3.1).

Таблица 3.1 - Параметры уравнения Розина-Раммлера

См, % масс tр, ч а0 а1 в0 в1 Г02* П2*

0 0,5 4,Ш-10 1^-10 3,62 3,56 0,96 0,88

1 2^-06 4^-03 2,47 1,17 0,92 0,87

1,5 2^-01 3^-01 0,43 0,41 0,95 0,94

2 5^-01 6^-01 0,29 0,29 0,95 0,94

3 4^-01 5^-01 0,34 0,34 0,36 0,96

4 1,4Б-01 1^-01 0,49 0,47 0,98 0,97

2 0,5 9^-08 2^-07 2,81 2,79 0,99 0,96

1 6^-07 2^-07 2,57 2,77 0,98 0,96

1,5 4^-01 5^-01 0,32 0,30 0,97 0,97

2 5^-08 2^-07 2,93 2,79 0,99 0,96

3 4^-01 4^-01 0,40 0,38 0,94 0,92

4 1,9Б-01 1,9E-01 0,11 0,11 0,76 0,70

Продолжение таблицы 3.1

CNi, % масс tр, ч а0 а1 ß0 ß1 r02* r12*

4 0,5 6,8E-07 7,2E-07 2,56 2,56 0,98 0,97

1 1,6E-08 1,6E-08 3,26 3,26 0,98 0,98

1,5 5,3E-01 5,9E-01 0,29 0,28 0,97 0,97

2 6,8E-07 7,2E-07 2,56 2,56 0,98 0,97

3 5,2E-01 5,0E-01 0,35 0,37 0,95 0,95

4 5,8E-01 1,2E+00 0,34 0,20 0,94 0,94

6 0,5 5,7E-06 7,2E-07 2,23 2,56 0,97 0,99

1 1,6E-07 1,6E-08 2,75 3,24 0,97 0,99

1,5 6,7E-01 7,8E-01 0,26 0,24 0,96 0,96

2 6,5E-01 7,2E-01 0,29 0,27 0,98 0,97

3 5,0E-01 6,3E-01 0,38 0,33 0,95 0,94

4 9,2E-01 1,7E-01 0,06 0,12 0,84 0,61

* - квадрат коэффициента корреляции уравнения Розина-Раммлера приведенного к линейному виду

Максимальные значения го2 наблюдаются при малом времени размола вне зависимости от содержания никеля. Снижение значения г02 происходит при увеличении времени размола до 3 ч в шихте без добавления никеля, а так же при времени размола 4 ч в шихте содержащей 6% масс никеля. Процесс обработки в ступке увеличивает влияние никеля, сглаживая падение значения г02 при времени размола 3 ч в шихте без добавления никеля и снижая степень соответствия нормальному закону распределения частиц при времени размола 4 ч в шихте с добавлением 6% масс никеля.

Исследование влияния содержания никеля при фиксированном времени размола 3 ч на значения а, ß и г2 показало, что при содержании никеля в шихте выше 2% масс степень соответствия нормальному закону распределения частиц резко приближается к единице (Рисунок 3.16а). Проведение обработки в ступке позволяет провести описание распределения частиц с помощью уравнения Розина-Раммлера даже при отсутствии никеля в шихте. Увеличение времени размола до 3 ч при содержании никеля в шихте 6% масс не оказывает существенного влияния на значения дисперсности. Дальнейшее увеличение времени размола приводит к резкому снижению значений г2, причем обработка в ступке усиливает снижение значений дисперсности.

0,9 0,8 0,7 0,6 0,5 0,4

1.0

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

1 2 3 4 1 2 3 4

Пр, мин"1 Ч

Рисунок 3.16 - Влияние содержания никеля в шихте (а) и времени размола (б) на г2 и коэффициенты а (в), в (г)

Изменение содержания никеля в шихте, полученной при времени размола 3 ч и содержании 20% ЖС от массы шихты не меняет характер интегральных кривых ¥(х) распределения частиц по размерам после ручной обработки (Рисунок 3.17а). Увеличение времени размола выше 1 ч при содержании никеля в шихте 6% масс сопровождается изменением характера распределения частиц по размерам (Рисунок 3.17б). В данной точке наблюдаются экстремумы среднего размера частиц и ПАГ, переходящие к резкому снижению значений данных величин (Рисунок 3.14в, г). Так же при данном времени размола наблюдаются экстремальные значения коэффициентов а и в (Рисунок 3.16в, г).

Исследование шихты, полученной без добавления ЖС, показало, что область максимальных значений а0 и а1 находится при максимальных значениях времени размола и частоте вращения ротора (Рисунок Г.2). С уменьшением значений времени размола до 1,5 ч при частоте вращения ротора 350 мин-1 и частоты вращения ротора 290 мин-1 при времени размола 4 ч происходит резкое снижение коэффициентов а до минимальных значений. Локальный максимум

См, % масс

—- б

Ф, ч

г

\ Ь]

ь'о

0 >

коэффициентов а выявлен при минимальных значениях времени размола и

частоте вращения ротора (Таблица 3.2). F(x)

0,045 0,040 0,035 0,030 0,025 0,020 0,015 0,010 0,005 0,000

а

V ,

0

100 200 300 400

500 600 х, мкм

F(x)

0,040 0,035 0,030 0,025 0,020 0,015 0,010 0,005 0,000

__.5 б

__4

1

\ 2

0

100 200 300 400

500 600 х, мкм

Время размола 3 ч (а), См, % масс: 0 (1); 2 (2); 4 (3); 6 (4) Содержание никеля 6% масс (б), tp, ч: 0,5 (1); 1 (2); 1,5 (3); 2 (4); 3 (5)

Рисунок 3.17 - Кривые распределения частиц по размерам F(x) Таблица 3.2 - Параметры уравнения Розина-Раммлера

№ образца tр, ч мин-1 Снвбрк, % от массы шихты а0 а1 ß0 ß1 Г02 Г12

101 2 300 0 9,4E-02 9,6E-02 0,61 0,61 0,92 0,93

102 350 3,0E-02 3,7E-02 0,87 0,83 0,95 0,95

103 4 300 6,9E-03 6,2E-03 0,76 0,76 0,86 0,85

104 350 2,7E-01 1,9E-01 0,43 0,49 0,86 0,91

106 3 360 2,5E-01 2,5E-01 0,50 0,50 0,94 0,94

107 1,6 325 6,7E-02 7,6E-02 0,72 0,71 0,97 0,96

108 4,4 3,2E-02 3,7E-02 0,90 0,88 0,95 0,95

109-113 3 7,8E-02 9,0E-02 0,74 0,71 0,94 0,94

114 300 5,2E-02 5,4E-02 0,80 0,78 0,94 0,94

101 2 20 3,2E-01 3,8E-01 0,43 0,40 0,95 0,94

102 350 2,1E-01 2,3E-01 0,52 0,50 0,95 0,94

103 4 300 5,0E-01 3,9E-01 0,36 0,41 0,97 0,92

104 350 3,1E-01 4,4E-02 0,47 0,82 0,93 0,74

105 3 290 5,2E-01 3,8E-01 0,35 0,40 0,94 0,89

106 360 7,7E-02 3,3E-03 0,73 1,19 0,72 0,82

107 1,6 325 5,4E-01 6,1E-02 0,30 0,67 0,93 0,89

108 4,4 5,1E-01 1,4E-01 0,35 0,56 0,95 0,8

109-113 3 3,9E-01 3,1E-01 0,38 0,43 0,93 0,96

114 300 6,2E-01 1,1E-01 0,33 0,62 0,97 0,91

Продолжение таблицы 3.2

№ образца 1р, ч мин-1 Снвбрк, % от массы шихты а0 a1 в0 в1 Г02 Г12

101 2 300 30 4,0E-01 2,4E-03 0,38 1,27 0,95 0,84

102 350 4,0E-01 2,0E-01 0,42 0,54 0,97 0,95

103 4 300 3,0E-01 4,4E-04 0,46 1,48 0,35 0,74

104 350 7,6E-05 9,7E-05 1,92 1,75 0,94 0,79

105 3 290 6,7E-02 3,6E-03 0,74 1,14 0,75 0,74

106 360 3,1E-02 4,4E-04 0,84 1,52 0,76 0,88

107 1,6 325 4,5E-03 8,0E-04 1,13 1,37 0,94 0,82