Сетевое издание

Современные проблемы науки и образования

ISSN 2070-7428

"Перечень" ВАК

ИФ РИНЦ = 1,006

• Авторы
• Резюме
• Файлы
• Ключевые слова
• Литература

Оглезнева С.А. 1 Мазеин А.В. 1 Саенков К.Л. 1

---

1 Пермский национальный исследовательский политехнический университет

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.

Статья в формате PDF

119 KB

мартенсит деформации.

аустенитно-мартенситные превращения

плазменно-искровое спекание

алмаз

карбид титана

никель

железо

структура

нанопорошки

порошковая металлургия

1. Малинов Л.С., Малинов В.Л. Ресурсосбережение за счёт применения экономолегированных сплавов и упрочняющих технологий, обеспечивающих получение многофазных метастабильных структур и управление структурными и фазовыми превращениями // Новые материалы и технологии в металлургии и машиностроении. – 2011. - № 1. - С. 93–105.

2. Матрёнин С.В. Спекание нанодисперсного порошка железа /Матрёнин С.В., Ильин А.П., Слосман А.И., Толбанова Л.О. // Перспективные материалы. - 2008. - № 4. - С. 81-87.

3. Миркин Л.И. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. - М.: Физматлит, 1961. - 863 с.

4. Оглезнева С.А. Материаловедение и технологии современных и перспективных материалов: учеб. пособие. – Пермь: Изд-во Перм. нац. исслед. политехн. ун-та, 2012. – 307 с.

5. Оглезнева С.А. Алмазный инструмент на стальной метастабильной связке// Трение и износ. – 2011. - № 4. - С. 409–414.

6. Оглезнева С.А., Буланов В.Я., Крашанинин В.А. Стали, легированные наноразмерными порошками // Конструкции из композиционных материалов. –2006. - № 4. - С. 110–114.

7. Оглезнева С.А. Исследование процесса получения наноразмерных порошков никеля и железа методом восстановления водородом из солей / Оглезнева С.А., Буланов В.Я., Концевой Ю.В., Игнатьев И.Э. // Металлы. - 2012. - №4. - С. 115-120.

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

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

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

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

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

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.

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

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

Библиографическая ссылка