Бюл-2 ферротики с метастабильной матрицей

практически одинаково распределяется по высоте наплавленного валика, что, по-видимому, связано с неизменностью структуры наплавленного слоя вследствие малого проплавления основного металла. Причем значения твёрдости для проволок Св-20Х13 и Св-11Х11Н2В2МФ стабильны и находятся в пределах 40-43 НРС, что вполне удовлетворяет требованиям ктвер-дости наплавленного металла уплотнительных поверхностей. Твердость металла, наплавленного проволокой Св-13Х25Т, значительно ниже и не соответствует предъявляемым требованиям.

Анциферов В.Н., Оглезнева СЛ. Пермский государственный технический университет, г.Пермь

Б ЮЛ-2 ФЕРРОТИКИ С МЕТАСТАБИЛЬНОЙ МАТРИЦЕЙ

Ферротиками называют порошковые карбидостали с карбидом титана. Основные методы получения ферротиков [1,2]: интенсификация спекания за счёт применения карбонильных порошков, размолотых совместно с необходимыми компонентами; легирование фосфор- и борсодержащи-ми соединениями; использование легкоразмапывающихся оксидов, обеспечивающих при последующем восстановлении на стадии опекания требуемую плотность; механическое легирование поликомпонентной смеси [3]; горячее и изо-статическое прессование [4,5]. Самораспростаняющийся высокотемпературный синтез обычно применяют только для композиций с высоким содержанием Т1С [ 6,7].

Принято считать [2], что наиболее экономически целесообразный метод получения материалов с дисперсной твёрдой фазой - спекание через жидкую фазу за счёт образования эвтектики в системах Ре-Р-С или Ре-Р-В. Преимущества данного направления и его недостатки известны [8-11]. В настоящем исследовании представлено иное решение проблемы, заключающееся в использовании порошков высокой активности и оптимизации гранулометрического состава шихты [12].

Структуру материалов исследовали металлографическим, рентгеноспектральным и рентгеноструктурным методами. Известно о высокой коррозионной стойкости двухфазных порошковых сталей [13], что и явилось основанием введения именно 12% никеля [14], при этом одновременно понизился коррозионный износ (рис.1).

а 3 б

Рис. 2. Микроструктуры наплавленного металла проволоками Св-13Х25Т (1), Св-11Х11Н2В2МФ (2) и Св-20Х13 (3): а - шов; б - переходная зона, 200

Металлографические исследования показывают, что такой металл имеет ферритную структуру с вытянутыми зернами типа "Видманштетовой". Вдоль линии сплавления идет тонкая прослойка, контрастирующая как с наплавленным, так и с основным металлом, структура которой - зернистый перлит. Наличие такой прослойки нежелательно, поскольку она способствует образованию трещин в переходном слое. Металл, наплавленный проволокой Св-11Х11Н2В2МФ, имеет перлитно-мартенсит-ную структуру, а проволокой Св-20Х13 - мартенситную. Прослойка между наплавленным металлом и основным металлом практически отсутствует, что существенно снижает вероятность появления трещин в зоне сплавления.

Наиболее стабильные показатели твердости 40 -42 НРС и структуры имеют место при использовании проволоки Св-20Х13.

Поскольку результаты анализов не показывают существенных изменений в химическом составе и структуре наплавленного металла, то можно остановиться на последней марке проволоки, учитывая также и её наименьшую стоимость. Приведенные результаты позволили рекомендовать данную проволоку в ремонтное производство ЦБПО "Транссибнефть" взамен импортной проволоки СаэЫт Е^есйс ОО 04.

Рис. 1. Коррозионный износ порошковой карбидостали

ПК50Н12+10% ТС

Микроструктура спечённой карбидостали ПК50Н12+ 10% ТЮ включает 3 основные составляющие: мартенсит, аустенит и карбидная фаза (рис. 2). Соотношение между структурными составляющими концентрации ТЮ 10-20 мае. % увеличение содержания а-фазы за счёт роста количества ТЮ не превышало 5%.

Как видно из этого рисунка, исключение выкрашивания упрочняющей фазы реализовано за счёт увеличения размеров высокохромистых карбидов и придания им специфической формы.

Рис.2. Микроструктура сталей а- ПК50Н12+10% ТС; б-сталиь марки TD

Отказ от применения интенсифицирующих спекание добавок позволяет облегчить разработку метастабильной матрицы с заданными физико-механическими свойствами. В обсуждаемом случае это означало создание кон-центрационно - неоднородной связки с высокой долей метастабильного аустенита. Возможность достижения

метастабильного состояния у - фазы за счёт заданного

уровня концентрационной неоднородности была экспериментально доказана в работе [15]. Прочность связи карбид-матрица имеет принципиальное значение, поскольку исключение выкрашивания частиц даёт возможность применять оптимальные по свойствам и размерам добавки. Те случаи [12], когда увеличение размеров частиц обеспечивало рост износостойкости, объясняются независимо от способа получения оплава главным образом усилением прочности связи между упрочняющей фазой и металлической матрицей при увеличении площади их соприкосновения. С позиций физико-химической совместимости легко объясним и факт лучшей износостойкости композиций, содержащих NbC, по сравнению с ТС [10, 11], тем более, что экспериментально была доказана более высокая концентрация Nb в матрице при равном содержании NbC и ТЮ. Такое же объяснение подходит и для интерпретации лучших свойств стали с добавками ^ взамен ТС [16]. Важное значение имеет так же активность исходных порошков и стехиометрический состав карбида.

Предпринимаемые в настоящее время попытки создания композиций карбид-сталь Гатфильда [17, 18], хотя в них и заложена идея использования метастабильного состояния стали 110Г13 по аналогии с мартенситным ГЦК—> ГПУ превращения в комбальтовой матрице, не во всём подходят для композиций с относительно невысоким содержанием карбидов, т. к. связка обладает высокой износостойкостью лишь при весьма значительной пластической деформации. Вместе с тем, экспериментально доказана перспективность частичной замены марганца на ванадий или хром [19], а если материал содержит ещё и никель, то оптимальная концентрация марганца не превышает десятых долей процента. Такую концентрацию марганца обеспечивает в спечённых сталях применение порошков технического железа, где всегда есть марганец в качестве сопутствующей примеси.

Важнейшей особенностью высокомарганцевых сталей является повышенная концентрационная неоднородность (её однако не считали необходимым условием достижения трипэффекта), поэтому одной из задач исследований было создание концентрационно - неоднородной метастабильной матрицы, в которой, наряду с заданным химическим составом, необходимо было обеспечить определённый уровень неоднородности распределения легирующего элемента (в данном случае никеля). Исходя из этого, продолжительность спекания определяли по величине коэффициента вариации концентрации V [20]. Уровень V=0,10-0,08 выбирали на основе

опыта изучения никелевых трипсталей. После отсева точек, имеющих интенсивность рентгеновского излучения ниже фона или выше эталона, а так же не укладывающихся в логарифмический нормальный закон распределения концентраций (31 точка из 302) для режима 1360 °С, 4 ч V=0,09 ± 0,01. Это значение концентрационной неоднородности обеспечивало наилучшее сочетание свойств при любых испытаниях, сокращение спекания только на 1 час (1360 °С, 3 ч) приводило к падению абразивостой-кости в 1,2-1,5 раза (ПК50Н12+10 мас. % ТЮ). Отметим также, что значение закона распределения и коэффициента вариации даёт полное статическое описание распределения никеля в стали.

Столь высокое содержание никеля стало возможно, в том числе, и благодаря действию ТЮ как а-стабили-затора [21]. В процессе исследований было установлено слабое влияние ТЮ в интервале 10-20 мас.% на абрази-востойкость (рис.3), что хорошо согласуется с данными работы [22], но падение механических свойств по мере роста содержания ТЮ весьма значительно (рис.4).

Рис.3. Абразивный износ сталей 1-10% ТС; 2-20% ТС; 3-8% ТС; 4- TD

Рис.4. Влияние содержания упрочняющей фазы на механические свойства карбидосталей 1-предел прочности при растяжении; 2-трещиностойкость; 3- ударная вязкость

С увеличением концентрации добавок карбидной фазы, твёрдость монотонно возрастает от 50 до 62 HRC. Менее всего рост содержания карбидной фазы отража-

ется на пределе прочности при испытании на изгиб (уизг) композитов, содержащих 10% (мае.) карбида титана (3500 Мпа) и 20% (мае.) карбида титана (2300 Мпа). Несмотря на резкое падение значений ув и К1С с ростом концентрации TiC при содержании карбидной фазы 10 мас.% (14 об. %), конструкционная прочность остаётся на уровне компактных литых сталей, что связано с большим вкладом в улучшение свойств фазовых превращений в зоне разрушения [15].

В обсуждаемых материалах у—>(х превращения наблюдали при любом из проведённых испытаний, что принципиальным образом отличает их от известных износостойких MAC и, в первую очередь, от Г13. Низкая абразивос-тойкость и прочность высокомарганцевых сталей [23], по-видимому, обусловлена дендритной ликвацией, поскольку большой масштаб концентрационной неоднородности требует высоких напряжений для образования мартенсита деформации. В тех же случаях, когда используют хромони-келевые стали, абразивостойкость можно существенно повысить даже при относительно небольшом объёме фазовых переходов на контактной поверхности [22]. Вместе с тем, есть основания полагать, что и никель в сплавах железа распределён неравномерно, но масштаб неоднородности его распределения в литых сталях порядка 100-1ОООА. Это является основной причиной более лёгкого у—>(х перехода. Отметим так же, что концентрационная неоднородность не единственный фактор, определяющий трипэф-фект, но её роль в фазовом переходе при нагружении сравнима со степенью деформации материала.

Слабое влияние карбидной фазы на абразивную износостойкость при её концентрации более 10% было нами ранее рассмотрено [12], отметим лишь, что это связано с затруднением проникновения абразивных частиц, продуктов износа в матрицу в тех случаях, когда расстояние между включениями твёрдой фазы меньше основной доли отколовшихся частиц абразива.

Однако и при 8% мае. TiC карбидосталь существенно превосходила сталь TD по абразивостойкости. Этому способствовали как нестабильное состояние матрицы, так и несравненно более высокие механические свойства TiC по сравнению с карбидами хрома.

Известно, например, что простая замена хромосо-держащих карбидов М3С (800-1000 HV) вызывает резкое улучшение износостойкости [23]. Поэтому относительно небольшие добавки карбида титана (3200 HV) могут вполне компенсировать большое объёмное содержание хро-мосодержащих карбидов (около 20 %).

Необычное поведение данных материалов наблюдали и при других видах контактного взаимодействия. Так, при изнашивании в консистентной смазке с частицами (5%) корунда, таблица 7.22, интенсивность износа пары ПА-ЖГр1 Д15 - ПК50Н12+10% TiC, которую измеряли по изменению диаметров наружной (ступицы) и внутренней втулки, оказалась более чем в 30 раз лучше, чем при трении инструментальной стали Х12Ф1 (514 НВ) по Х12Ф1 (514 НВ). Это означает, что диссипация энергии трения за счёт фазового превращения позволяет понизить износ не

только детали, имеющей у—>(х переход на контактной

поверхности, но и контртела.

При трении без смазки (контртело закалённая сталь 45) необычное поведение материала проявилось в немонотонной зависимости интенсивности изнашивания от давления (рис.5).

Рис.5. Влияние давления на интенсивность изнашивания при сухом трении

В то время, как у лучших упрочнённых карбидами традиционных сталей уже наблюдается катастрофический износ, ПК50Н12+10% ТЮ за счёт всевозрастающего объёма фазового перехода на поверхности трения с увеличением давления сохраняет более чем на порядок высокую износостойкость (табл.1).

Таблица 1

Результаты износа пар трения в присутствии частиц абразива

Материалы пары трения Износ, мм Суммарный относительный износ

Внутренняя втулка Наружная втулка

Нирезист-Нирезист 0,165 0,155 1,00

Х12Ф1 (514 НВ)-Х12Ф1 (514 НВ) 0,010 0,010 0,06

ПА-ПК 100Д15 -ПК50Н12+10% TiC 0,005 0,005 0,03

Результаты исследования трения с ограниченной подачей масс представлены на рис. 6.

Рис. 6. Влияние давления на интенсивность изнашивания при граничном трении

Начиная с давления Р примерно Мпа, преимущества метастабильной карбидостали становятся очевидны, износостойкость I в несколько раз больше, а коэффициент трения f меньше. Не смотря на то, что никель повышает f в присутствии масляной плёнки, это не столь важно. Немонотонная зависимость f (Р) обусловлена изменением вида контактирования поверхностей. При упругом контакте коэффициент трения растёт по мере повышения давления, а при пластическом функция fTp(P) - убывает [24]. Таким образом, деформационное превращение обеспечивает улучшение фрикционных характеристик материалов и в случае граничного трения.

Похожая ситуация наблюдается и при трении в воде. До давления порядка 1 Мпа интенсивности изнашивания сталей низки, хотя и здесь у стали ПК50Н12+10% TiC I (Р) - функция немонотонная, минимумы I (Р) и f (Р) совпадают. Это ещё раз подтверждает благоприятную роль фазового перехода при контактном взаимодействии. По мере роста давления разница в износе TD и ПК50Н12+10% TiC всё возрастает, а значения Достаются близкими. Несколько более высокая величина коэффициента трения порошковой стали обусловлена её легированием никелем [24], и если при наличии плёнки смазки легирование не особенно важно, то при высоком давлении в присутствии воды коэффициент трения карбидостали всё же на 10-20% выше. Большое количество специальных хромосодержащих карбидов в стали марки TD обычно улучшает триботехнические характеристики , но не решает проблемы исключения катастрофического износа при переходе от упругого контакта к пластическому. Переход от одного вида контактирования поверхности к другому и объясняет скачкообразный рост интенсивности изнашивания и падение в том же интервале давлений коэффициента трения высокохромистой стали марки TD.

Вопреки принятым представлениям [25], неоднородность материала может оказаться фактором, повышающим его свойства. Проведенные стендовые испытания полностью подтвердили высокие эксплуатационные характеристики концентрационно-неоднородных карбидо-сталей с метастабильной матрицей [26].

Таким образом, концентрационно-неоднородный никелевый аустенит во многих случаях - предпочтительная структурная составляющая ферротиков с метастабильной связкой. Никелевые стали со структурой мета-стабильного аустенита, упрочнённые карбидом титана, сочетают высокую износостойкость как при абразивном, так и при усталостном изнашивании с физико-механическими свойствами на уровне литых низколегированных сталей, если содержание TiC находится в пределах 10 мас.%. Метастабильное состояние матрицы благоприятно влияет на связь между ней и частицами упрочняющей фазы, являясь одним из факторов повышения износостойкости.

Установленные закономерности позволяют предсказывать свойства концентрационно-неоднородных трипсталей независимо от способа их получения и содержания добавок, а также предлагать композиции на основе поликомпонентных порошковых трипсталей.

Список литературы

1.Гуревич Ю.Г., Нарва В.К., Фразе Н.Р Карбидостали,- М.: Металлургия, 1988,- С. 142.

2. Tañase Т., Мауата 0. and Matsunaga H. Properties of Sintered Wear-

Resistant Alloys Having High Volume Fraction of Carbides / / Metal Powder Report.- 1990,- Vol.45.- №3,-P198-201.

3. Takahashi T., Daichon H, Preparation of NbC dispersion strengthened Fe

powder by use of mechanical alloying' / Metal Powder Report.- 1991,-№ 1,- P.55.34

4. Чигринова НЛ-L , Колмар Д.,M., Комац М.Н.и др. Структурный

аспект диффузионной активности компонентов композиционного материала ВВТО - армко-железо//Порошковая металлургия.-

1992,- №16,- С. 20-28.

5. Lograsso В.К., German R.M. Ti-C Tool Steel composite with Improved Wear

at High Temperature//Metal Powder Report.- 1998,- V.43.- №3,-P. 202.

6. Колубаев A.B., Фадин B.B., Панин B..E. Иссследовалие из-

носостойкости порошковых композитов, содержащих карбид титана//Известия вузов. Физика,- 1992,-№ 12,- С.64-68.

7. Колубаев А.В., Фадин В.В., Панин В.Е. Анализ фаз в композитах на

основе TiC, полученных методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза//Известия вузов. Физика,-1993. №2,- С,- 21-24.

8. Тюммлер Ф., Гутофельд Г. Спеченные стали с высоким содержанием

твердой фазы - новый класс износостойких материалов //17 Всесоюзная конференция по порошковой металлургии,-Киев, 1991,- С.69-70.

9. Klausman R. wear resistant sintered with hith carbide content // Metal

Powder Report.- 1990,- V.45.-P. 374. 10.. Gutsfeld C., TummnlerF. Mechanioaly Alloyed Sintered Steels with a high Hard Phase Content//Metal Powder Report.- 1990,- Vol. 45,- № 11,-P. 759-771.

11. Rosshamp H., Ostgathe M., TummnlerF., Engstrom U., Vannman E.

Sintered steel with inert hard phase produced by mechanical alloying' in bail mill // Powder Metallurgy.- 1996,- № 1- P. 27-35.

12. Масленников H.H, Латыпов Н.Г., Шацов А.А. Карбидостали с

повышенной трещиностойкостью//Металловедение и термическая обработка металлов,-1993,- №8,- С. 20-23.

13. Engdahl P. РМ Stainless Steels with Irnoroved Corrosion Fesistanse //

Metal Powder Report.- 1990,- V.45.- №9,- P. 595.

14. A.C. СССР. № 836189. Состав двухфазной антикоррозионной стали

/Львов Ю.В., Малолетнее А.Я.,Модов Н.И. и др. // Открытия. Изобретения,- 1981,- №24,- С. 34-37.

15. Анциферов В.Н.,Масленников Н.Н, Шацов А.А.и др. Порошковая

сталь со структурой метастабильного аустенита//Порошковая металлургия,-1994,- №3/4,- С. 42-47.

16. Tsuuchiga N. Mechanical propertees of Sintered High Speed Steel with

TiN additions//MPR.- 1990,- V.37.- № 10,- P.722.

17. Гнюсов С.Ф., Кульков C.H., Пауль A.B.u dp Фрактографические и

микроструктурные аспекты деформации и разрушения твердого сплава типа карбид вольфрама - высоко-марганцовистая сталь// Металлы,- 1995,-№ 1,- С.115-120.

18. Яблокова О.В., Кульков С.Н. Влияние состава на свойства сплавов

Т1С-Г13 // Порошковая металлургия,- 1995,- № 10,- С.12-15.

19. Малинов Л,С., Харлакова Е.Я., Малинова Е.Л. Абразивная износос-

тойкость высокоуглеродистых марганцевованадиевых сталей// Металловедение и термическая обработка металлов. -1993,-№2,- С.25-32

20. Анциферов В.Н., Пещеренко С.Н., Шацов А.А. Диффузионная

гомогенизация порошковых материалов системы Fe-Cr-Ni-M // Известие вузов. Черная металлургия,- 1987,-№9,- С. 65-68.

21. Кульков С.Н., Яблокова О. В. Структура и свойства сплавов TiC-

сталь Г13//Известие вузов. Черная металлургия,- 1992,- №4,-С. 51-53.

22. Кипарисов С.С., Левинский Ю.В., Петров АЛ. Карбид титана:

получение, свойства, применение,- М.: Металлургия, 1987,- 216 с.

23. Цыпин И. И. Белые износостойкие чугуны. Структура и свойства.-

М.: Металлургия,- 1983,- 178 с.

24. Анциферов В.Н., Шацов А.А. Трение износ порошковых сталей при

граничном скольжении // Трение износ,- 1995,- т.16,- №2,- С. 315322.

25. Kolacha Н. Hard Metalls of the new Generation // Metall.- 1993,- Vol. 47,-

№10,- P.108-114.

26. Перельман O.M., Горохов В.Ю., Безматерных H.B. и др.Порошковые

материалы рабочих органов нагруженных насосов // Нефтяное хозяйство,- 1996,- №6,- С.46-50.

Гуревич Ю.Г.

Курганский государственный университет, г. Курган

БУЛАТ - ПЕРВЫЙ В МИРЕ КОМПОЗИЦИОННЫЙ МАТЕРИАЛ

Теперь твердо установлено, что булат - это материал, содержащий железо и углерод, по составу близкий к современной высокоуглеродистой стали. Булат не содержит никаких легирующих элементов и минимально загрязнен такими примесями, как сера, марганец и кремний.

Узоры на поверхности булатной стали являлись результатом ее внутреннего строения и поэтому характеризовали свойства стали.