CC BY
24
МАШИНОСТРОЕНИЕ
УДК 621.762
ЗАВИСИМОСТЬ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ И МИКРОСТРУКТУРЫ СТЕКЛОСОДЕРЖАЩЕЙ ПОРОШКОВОЙ СТАЛИ 110Г13п ОТ ТЕМПЕРАТУРЫ СПЕКАНИЯ
© 2003 г. Ю.Г. Дорофеев, Р.В. Пирожков, С.Н. Егоров, Е.С. Коваленко
Повышение требований к износостойкости материалов, образующих пары трения, обусловливает использование нетрадиционных материалов. В частности, в работе [1] вполне удовлетворительные результаты показали горячештампованные композиции на основе стали 110Г13п с добавлением стекла. Однако природа взаимодействия композитов осталась невыясненной. Создание материалов с заданными свойствами должно опираться на ясные представления о его структурообразовании. Поэтому целью настоящей работы является раскрытие закономерностей формирования структуры стеклосодержащей порошковой стали 110Г13п.
Исследования проводились на образцах, изготовленных из шихты (табл.1), использование которой в [1] обеспечило максимальную износостойкость исследуемой композиции.
Таблица 1 Состав шихты стали 110Г13п
Компонент Содержание, % по массе
ПЖВ 2.200.28 81,65
Ферромарганец 16,5
Графит 1,1
Стекло 0,75
Так как основополагающим фактором при образовании аустенита в данном случае является температура спекания холоднопрессованных заготовок, то было решено варьировать температуру спекания при постоянных значениях остальных технологических параметров (исходная пористость - 25 ; время спекания 2 ч; температура нагрева при горячей допрессовке 1000 °С; остаточная пористость 1,5 - 2,5 %; температура варьировалась от 1100 до 1200 °С). Определение концентрации аустенита в образцах стеклосодержа-щей стали 110Г13п проводили по методике рентгено-фазного анализа [2]. Микроструктура исследовалась под микроскопом MeF-2 фирмы REIHERT (Австрия), позволяющим измерить микротвердость.
Влияние температуры спекания на степень аусте-низации стали 110Г13п показано на рис. 1.
Зависимость такого вида объясняется тем, что с повышением температуры спекания увеличивается скорость диффузии и интенсифицируется растворение
ферромарганца в железе, что приводит к увеличению концентрации аустенита в стали при повышении температуры спекания.
100
I
ф
!з ^
га к с о ч: к га
5
Ф
Я
ю О
90
80
70
60
88,5 88 ,6
78,7
72 !,5
1080 1100 1120 1140 1160 1180 1200 1220
Температура спекания, 0С
Рис. 1. Зависимость концентрации аустенита стекло-содержащей стали 110Г13п от температуры спекания
Для изучения влияния температуры спекания на механические свойства были проведены испытания образцов на растяжение, результаты которых представлены на рис. 2.
500
s 400
н о о
и у
о &
5 300
200
437
74,1 371,1
32 1,32 ¡08,93 -
1080 1100 1120 1140 1160 1180 1200 1220
Температура спекания, оС
Рис. 2. Зависимость предела прочности от температуры спекания
Как видно из диаграммы, предел прочности на разрыв уменьшается с увеличением температуры спекания. Для объяснения подобной зависимости было проведено металлографическое исследование образцов стеклосодержащей стали 110Г13п.
Микроструктура при температуре спекания 1100 °С (рис. 3 а) состоит из аустенита (светлое поле) и мартенситных включений (темные пятна). При температуре спекания 1200 °С (рис. 3 б), мартенсит-ные включения металлографически не обнаруживаются, т.е. при повышении температуры спекания количество мартенсита уменьшается. Микротвердость характерных мест структуры приведена в табл. 2.
Таблица 2
Микротвердость структурных составляющих стали 110Г13п
Структурные составляющие Микротвердость Н50
Аустенит 295-310
Мартенситное включение 390-415
б
Рис. 3. Микроструктура стеклосодержащей стали 110Г13п, полученной при спекании при температуре 1100 °С (а) и 1200 °С (б), х500
На рис. 4 видно, что стекло, добавленное в шихту Г13, располагается вокруг аустенитного зерна (черный ободок вокруг зерна аустенита, содержащего мартенситное включение). Формирование гомогенной аустенитной структуры осуществляется в результате диссоциации ферромарганца и диффузии ионов марганца в аустените. На процесс гомогенизации последнего оказывает тормозящее действие плакирование частиц железа стеклом. Мартенситные области возникают предпочтительно в центре аустенитных зерен, заключенных в стеклянную оболочку, как в областях с наиболее затрудненным диффузионным проникновением ионов марганца (рис. 5). Поэтому при спекании стеклосодержащей стали требуются более высокая температура и продолжительная выдержка, чем при гомогенизации классической стали 110Г13п.
Рис. 4. Плакирование стеклом аустенитного зерна, х1000
Рис. 5. Мартенситное включение в аустенитном зерне, х1000
Увеличение количества мартенситных включений с уменьшением температуры спекания способствует повышению прочности данного материала, так как твердость мартенсита значительно выше твердости аустенита (табл. 2), о чем свидетельствуют результаты испытаний на растяжение. Причиной возникновения мартенсита в материале, при изготовлении которого спекание осуществлялось при относительно низких температурах, объясняется сохранением локальных областей с пониженным содержанием марганца. В ходе последеформационного охлаждения в матрице в этих зонах перекристаллизация происходит по мар-тенситному механизму.
В результате проведенных экспериментов можно составить зависимость предела прочности от концентрации аустенита в стали 110Г13п со стеклом (рис. 6).
| 500
£
Й 400
о
о
С 300
5
«
и
^ 200
70 72 74 76 78 80 82 84 86 88 90
Объемная доля аустенита, %
Рис. 6. Зависимость предела прочности от концентрации аустенита
В результате проведенного исследования можно сделать следующие выводы:
1. С повышением температуры спекания увеличивается концентрация аустенита в стали.
2. Определено влияние характера структуры на механические свойства стали. Наличие мартенситных включений в аустенитных областях повышает предел прочности при растяжении.
Литература
1. Кирсанов М.В. Металлостеклянные композиционные материалы на основе высокомарганцовистой стали 110Г13п: Автореф. дис. ... канд. техн. наук. Новочеркасск, 2000.
2. Дорофеев Ю.Г., Пирожков Р.В., Егоров С.Н., Иванов В.В.,
Коваленко Е.С. Рентгенофазный анализ высокоаустенитных сталей / Порошковые и композиционные материалы, структура, свойства, технологии получения: Материалы междунар. науч.-техн. конф., г. Новочеркасск, 16-20 сент. 2002 г. / Юж.-Рос. гос. техн. ун-т (НПИ). Новочеркасск, 2002. С. 89-90.
Южно-Российский государственный технический университет (НПИ) 28 октября 2002 г.
УДК 621.893:548.1
СТРУКТУРНО-ФАЗОВАЯ РАЗУПОРЯДОЧЕННОСТЬ НИТРИДА БОРА НА ПОВЕРХНОСТИ АНТИФРИКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ
© 2003 г. В. Т. Логинов, В.В. Иванов, И.Н. Щербаков, О.М. Башкиров, Г.А. Данюшина, И.И. Докукин
Высокие электроизоляционные свойства, устойчивость по отношению к тепловым ударам и хорошая теплопроводность, химическая стойкость и прочность при высоких температурах позволяют использовать нитрид бора в качестве материала для триботехниче-ских систем. Так, гексагональный БМ используется как сухая смазка в специальных узлах трения, а кубический БМ входит в состав различных абразивных материалов [1].
Известны три модификации Б№ а-БМ (гексагональный), Р-БМ (кубический) и у-БМ (гексагональный, плотноупакованный) [1]. Графитоподобная структура гексагональной а-модификации состоит из плоских атомных сеток 63 состава БМ, определенным образом упорядоченных относительно друг друга в кристаллическом пространстве. В работах [1-5] приведены описания структур а-БМ, в которых атомы бора занимают два решеточных комплекса Р (пр. гр. Р 6т2 [1, 2]), решеточный комплекс Е (Р63/ттс [3, 4]) или Рс (Р63/ттс [5]); соответствующие решеточные комплексы, занятые атомами азота - 2Р в Р6т2-фазе, Е в Р63/ттс-фазах (рисунок).
Схематические изображения вариантов графитоподобных структур а-Б№ Р63/ттс, Рс (В) и Е (М - (1); Р63/ттс, Е (В) и Е (М - (2); Р 6т2, 2Р (В) и 2Р (М - (3)
Неоднозначность определения занятых атомами кристаллографических позиций БМ вызвана практически одинаковой рассеивающей способностью атомов бора и азота, а также дифракционной близостью обеих
пространственных групп (они принадлежат к двум родственным рентгеновским группам 6/тттС-/— и 6/тттС-/--с) [6]. В связи с этим можно допустить существование структурно разупорядоченной модификации гексагонального БМ с графитоподобной структурой. Данная двухслойная структура включает подрешетку бора, составленную из фрагментов, упакованных по 2Р-, Е- и Рс-законам, и рентгенографически будет соответствовать более симметричной упорядоченной структуре.
Отметим, что вариантность законов упаковки гексагональных слоев в структуре а-БМ обусловливает возможность образования множества политипов, которые характерны для фаз с вюрцито- и сфалеритопо-добными структурами (например, такими как 2п8 и 81С, основанными на гексагональной и кубической плотнейшей упаковке атомов [7]).
Структурно-фазовую разупорядоченность в антифрикционных композициях металл - нитрид бора, которая возникает на поверхности защищаемого металла при трении, можно рассматривать двояко: 1) неметаллические компоненты композиции образуют фазы соответствующих нитридов и низкобористых соединений; 2) структура гексагонального нитрида бора перестраивается с образованием возможных ее низкосимметричных модификаций с последующим их частичным переходом в кубический нитрид бора или его возможные изорешеточные модификации.
Возможные структуры псевдофаз, полученные в соответствии с методикой, описанной в статье [8], приведены в табл. 1 и 2. В описании структур указывали пространственную группу, занятые атомами решеточные комплексы и их характеристики - кратность и символ позиции, сайт-симметрию. Приведенные модификации представляют собой структуры, симметрия которых описывается подгруппами исходной пространственной группы с сохранением ячейки и не противоречит данным работы [9]. Возможные модификации а-БМ могут быть получены вследствие различных типов искажений гексагональных слоев высокосимметричной фазы.
