Scientific journal
Modern problems of science and education
ISSN 2070-7428
"Перечень" ВАК
ИФ РИНЦ = 0,813

RESEARCH OF PHASE TRANSFORMATIONS IN CARBIDOSTEELS BASED NANO-DISPERSED POWDER BY FRICTION

Oglezneva S.A. 1 Mazein A.V. 1 Saenkov K.L. 1
1 Perm National Research Polytechnic University
В работе приведены результаты исследования фазового состава карбидосталей на основе порошковых нанодисперсных систем «железо–никель» с добавлением синтетических алмазов. Нанодисперсный порошок железа получали химико–металлургическим методом восстановления солей FeCl3. Для консолидации образцов применяли плазменно–искровое спекание (SPS) на установке Dr. Synter SPS-1050b. Спеченные образцы испытаны на трение. По результатам рентгенофазового анализа можно сделать вывод о том, что после плазменно-искрового спекания в карбидосталях сформировались твердые растворы α-железа и γ-железа. После испытаний на трение по абразиву в сплавах увеличилась объемная доля α-железа и уменьшилось количество γ-железа, кроме того, повысились твёрдость и микротвёрдость сплавов, что обусловлено фазовым превращением метастабильного аустенита в мартенсит деформации при трении. Коэффициент потери массы алмазосодержащего композита был меньше в сплавах с большим объемом фазового превращения.
The results ofthe studyin the phase composition carbidosteels a powderednano-dispersedsystems"iron- nickel" with the addition ofsynthetic diamonds.Nano-dispersediron powderto obtainchemical -metallurgicalmethod recoverysalts FeCl3.To consolidate the samples used the spark plasma sintering installation in Dr. Synter SPS-1050b.Were held tests of friction. According to the results, we can conclude that afterthe sparkplasmasintering in carbidosteels formed solid solutions "alpha"-iron and "gamma"-iron.After the test, to friction an abrasive material in the alloys increased volume fraction of α-iron and reduce the amount of γ-iron, moreover, increased hardness and microhardness of alloys due to the phase transformation of the metastable austenite to martensite during deformation friction.The coefficient of mass loss of diamond composite was lower in alloys with a large amount of transformation.
martensit.
austenitic - martensitic transformation
spark plasma sintering
diamond
titanium carbide
nickel
iron
structure
nanopowders
powder metallurgy

Использование нанодисперсных металлических порошков позволяет повысить комплекс физико-механических свойств порошковых материалов, улучшить структуру и понизить температуру спекания [2; 6]. Кроме того, метод порошковой металлургии позволяет реализовать одно из перспективных направлений повышения эксплуатационных свойств материалов - создание термодинамически неравновесной структуры. Термодинамически неравновесные состояния обеспечивают большее разнообразие свойств, поскольку возрастает число независимых параметров, влияющих на состояние системы. Существуют условия, когда энергия внешнего воздействия может быть израсходована на образование новой фазы, например мартенситдеформации в метастабильных аустенитных сталях, получаемый в результате фазового перехода в процессе эксплуатации [1; 4]. Данный метод применяется для повышения эксплуатационных свойств алмазного инструмента. Формирование метастабильных фаз в связке алмазного инструмента способствует лучшему закреплению алмазных зёрен и повышению прочности связки [5].

В порошковых материалах объём фазовых превращений метастабильного аустенита и уровень физико-механических свойств зависят от степени гомогенности твёрдых растворов [5], которые могут контролироваться параметрами спекания.

Цель работы: исследование фазового состава карбидосталей на основе нанодисперсных порошковых систем «Fe - Ni - TiC», «Fe - Ni - TiC - алмаз»  после плазменно-искрового спекания и трения.

Материалы и методы исследования

Образцы для исследований фазового состава карбидосталей готовились с использованием порошков нанодисперсного железа, восстановленного из солей FeCl3×6H2O (размер частиц 40-60 нм); нанодисперсного никеля, восстановленного из соли (NiNО3)2∙6H2O (размер частиц 40-60 нм); порошка карбида титана, полученного методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза со средним размером частиц 50 нм [6].

Карбидостали содержали 12% никеля, 4% карбида титана, остальное -нанодисперсное железо. Для изготовления алмазосодержащего композиционного материала к карбидостали добавляли 7,5 мас. % синтетического алмазного порошка АС65.

Прессовали образцы под давлением 600 МПа. Прессовки предварительно отжигали в вакууме при 900 °С в течение 1 ч, затем проводили плазменно-искровое спекание(SPS) образцов на установке Dr. Synter SPS-1050b в атмосфере аргона при температуре 900 °С и  давлении 30 МПа с выдержкой 5 мин,  в цилиндрической пресс-форме диаметром 20,4 мм.

Полученные образцы поделили каждый на два. Часть от каждого образца дополнительно спекали в вакууме при 900 °С с изотермической выдержкой 2 часа. Микротвердость HV измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 0,2-0,5 Н в соответствии с ГОСТ 9450-76, погрешность измерений 10%. Твёрдость спеченных сплавов измеряли по методу Роквелла на приборе ТК - 2М в соответствии с ГОСТ 9013-59.

Исследования фазового состава проводили методом рентгенофазового анализа (РФА) на рентгеновском дифрактометре XRD-6000Shimadzu. Количественные соотношения фаз рассчитывали по интенсивности пиков дифрактограмм. Спеченныеобразцы подвергались испытаниям на трениена точильно-шлифовальном станке 3Е881 NERIS по закреплённому абразиву из карбида кремния с зернистостью 63-90 мкм. Истирание каждого образца проводилось в течение 10 минут под нагрузкой 140 МПа при скорости вращения  планшайбы  110 об/мин. Образцы взвешивали до и после проведения испытаний.

Степень износа считали по формуле:

J = Δm/m0,

где  J- коэффициент потери массы; Δm - изменение массы образца за время трения; m0 - масса образца до испытаний.

Результаты исследования и их обсуждение

Результаты рентгенофазового анализа показали, что после плазменно-искрового спекания в карбидосталях сформировались твёрдые растворы «железо - никель» на основе железа с ОЦК и ГЦК решетками (α-FeNi и γ-FeNi), отдельные фазы железа и никеля не обнаружены. Наличие двойных пиков на дифрактограммах свидетельствует о негомогенности твёрдых растворов «железо-никель».

В таблице 1 приведены межплоскостные расстояния фаз образца Fe14Ni4TiC после SPS и после SPS и дополнительного отжига.

 Таблица 1

Фазовый состав и межплоскостные расстояния образца Fe14Ni4TiC после спекания

Угол 2ϴ, град.

Межплоскостные расстояния, Å

Интенсивность, %

Ширина пика, отн. ед.

Табличные значения межплоскостных расстояний фаз, Å [3]

SPS

SPS+отжиг

SPS

SPS+отжиг

SPS

SPS+отжиг

α-FeNi

γ-FeNi

43.771

2.0665

2.0695

19,5

100

0.206

0.183

 

2.0740

44.718

2.0249

2.0267

100

43,2

0.183

0.224

2.0223

 

50.908

1.7922

1.7945

6,2

43,4

0.233

0.211

 

1.7960

65.020

1.4332

1.4347

7,5

2,1

0.253

0.196

 

1.2700

82.307

1.1705

1.1706

16,4

4,4

0.240

0.258

1.1853

 

 

Увеличение межплоскостных расстояний в твердых растворах после дополнительного отжига свидетельствует об изменении концентрации никеля в железе и повышении степени гомогенности твердых растворов. Изменение интенсивности рентгеновских пиков показывает, что после отжига доля аустенита (γ-FeNi) в образце увеличилась. Ширина пиков уменьшается, что обусловлено уменьшением степени искажения кристаллической решетки растворов при отжиге.

РФА-анализ показал, что в образце Fe14Ni4TiC после испытания на трение произошли изменения интенсивности пиков. Интенсивность пиков, соответствующих фазе твердого раствора α-FeNi, возросла.

В таблице 2 указаны межплоскостные расстояния фаз образца Fe14Ni4TiC, испытанного на трение.

 

Таблица 2

Фазовый состав и межплоскостные расстояния образца Fe14Ni4TiC после трения

Угол 2ϴ, град.

Межплоскостные расстояния, Å

Интенсив-

ность, %

Ширина

пика, отн. ед.

Табличные значения межплоскостных расстояний фаз, Å [3]

α-FeNi

γ-FeNi

43.671

2.0710

6.6

0.233

 

2.0532

44.566

2.0314

100

0.219

2.0240

 

50.788

1.7962

3.1

0.253

 

1.7487

 

Схожие изменения интенсивности наблюдались в остальных образцах. По интенсивности вычислили количество фаз твёрдых растворов α-FeNi и γ-FeNi во всех образцах, до и после испытания на трение. Количественное соотношение фаз занесено в таблицу 3.

Таблица 3

Количественное соотношение фаз в спеченных материалах до и после трения

 

Фазы

Количество фаз в Fe14Ni4TiC, %

Количество фаз в Fe14Ni4TiC7С, %

после SPS

после SPS и отжига

после SPS

после SPS и отжига

До испытаний на трение

α-Fe

72

59

55,7

30

γ-Fe

23

41

44,3

70

После испытаний на трение

α-Fe

81

70

62

34

γ-Fe

9

30

38

66

 

По результатам РФА можно сделать вывод о том, что при проведении триботехнических испытаний произошло фазовое превращение аустенита в мартенсит деформации. Объём фазовых превращений в образцах состава Fe14Ni4TiC составил 11-14%, в образцах состава Fe14Ni4TiC7С  составил 4-6%, причем в материалах после SPS и отжига объем фазовых превращений был меньше, чем после только SPS, так как после отжига система стала более гомогенной и аустенит более устойчивым. Меньшее значение объема превращения в образцах с алмазами объясняется тем, что образцы с добавлением синтетических алмазов были меньше подвержены износу при проведении испытаний на трение.

Коэффициенты потери массы, рассчитанные после триботехнических испытаний, показывают, что образец состава Fe14Ni4TiC после плазменно-искрового спекания был более износоустойчив, чем образец Fe14Ni4TiC после отжига. Это может быть следствием большего объема фазового превращения менее гомогенной метастабильной фазы аустенита в мартенсит деформации и увеличения твердости за счет большой доли мартенсита.

Низкий коэффициент потери массы у образцов состава Fe14Ni4TiC + 7.5% СА является следствием того, что испытания проводились на абразивном материале с меньшей твёрдостью, чем алмаз. Расчёты коэффициентов потери массы занесены в таблицу 4.

Твёрдость HRB для состава до триботехнических испытаний составляла: 95 для образца после SPS и 89 для образца после SPS и отжига. Твёрдость HRB для состава Fe14Ni4TiC после триботехнических испытаний составляет: 98 для образца после SPS спекания и 89 для образца после отжига. Твердость образцов коррелирует с данными измерения микротвердости. Микротвёрдость измерялась в плоскости перпендикулярной поверхности трения и по мере удаления от неё уменьшалась. Причиной повышенной твердости является наличие наклёпа и фазового превращения на поверхности трения после триботехнических испытаний.

Таблица 4

Коэффициенты потери массы

Состав и технология

Коэффициент потери массы

Fe14Ni4TiC, SPS

0,03

Fe14Ni4TiC, SPS + отжиг

0,04

Fe14Ni4TiC7С, SPS

0,003

Fe14Ni4TiC7С, SPS + отжиг

0,001

 

Результаты измерения микротвёрдости занесены в таблицу 5. Глубина слоя с повышенной микротвердостью в образцах после SPS составила 360 мкм, в образцах после SPS и отжига - 480 мкм. Микротвердость отожженных образцов была меньше.

Таблица 5

Микротвердость образцов состава Fe14Ni4TiC

 

Микротвёрдость, МПа

Расстояние от поверхности трение, мкм

Fe14Ni4TiC, SPS

Fe14Ni4TiC, SPS +отжиг

0

3290

2770

120

3070

2600

240

2840

2520

360

2520

2300

480

2440

1990

 

Таким образом, превращения аустенита в мартенсит деформации, обнаруженные РФА, подтвердились и результатами измерения физических и триботехнических свойств.

Выводы:

1. Установлено что после плазменно-искрового спекания в карбидосталях и алмазных композитах сформировались твердые растворы на базе «альфа-железа» и «гамма-железа».

2.  После трения по абразиву в сталях произошло превращение метастабильного аустенита в мартенсит деформации, при этом чем больше был объём превращения, тем выше  были твёрдость, микротвёрдость и износостойкость.

Рецензенты:

Беленький В.Я., д.т.н., профессор, декан МТФ ПНИПУ, г. Пермь;

Сиротенко Л.Д., д.т.н., профессор, сотрудник кафедры МТиКМ, г. Пермь.