Композиционные спеченные антифрикционные материалы - Федорченко И.М.
Скачать (прямая ссылка):
В результате легирующего действия углерода (графита) повышаются микротвердость фаз и интегральная твердость и прочность спекаемого железа. Так, вследствие колебания содержания углерода в аустените <в пределах 0,2—0,6%) мпкротвердость отдельных участков структур изменяется от 270 до 730 кГ/мм2 [518, 553].
Присутствие других легирующих элементов в материале в значительной степени влияет на характер и степень взаимодействия графита и ос-вовы материала. В то же время в зависимости от содержания графита в сплаве изменяется степень диффузионных процессов других легирующих компонентов с основой. Например, весьма благоприятно влияют на стабилизацию структуры и достижение более высоких свойств железографита добавки меди. Установлено [6, 61, 96, 145, 404, 406, 553, 706], что при спекании железографита, содержащего медь, происходит диффузия меди и углерода в железо, имеющая преимущественно граничный характер. Медь уменьшает коэффициент диффузии углерода в железо, чем препятствует образованию свободного цементита, и, повышая активность углерода, способствует формированию стабильных перлитных мелкодисперсных структур, дисперсность которых повышается с увеличением содержания меди (рис. 74, см. вклейку). Растворимость меди в железографи-те ограничена, и в случае содержания ее свыше 5% она выделяется в свободном виде, располагаясь в междоузлиях зерен (рис. 74, а).
Микротвердость медистых включений составляет 245—320, а в отдельных случаях 715,0 кГ/мм2. По-видимому, имеет место образование фаз различного состава. Наиболее высокая твердость свойственна тройному твердому раствору железа и углерода в меди (є-фазе) [145].
Сплавы железо—медь—графит, так же как и железо—медь, подвержены дисперсионному твердению. Распад пересыщенных медью твердых растворов происходит при нагреве до температур 400—650° С и начинает проявляться при содержании 0,5—0,6% меди, а наиболее эффективно идет при 1,3—1,5% меди и малом содержании углерода (до 0,5%). С увеличением содержания меди (до 5%) и углерода этот эффект снижается.
Изменения размеров железо-медных сплавов при спекании зависят от количества введенной меди, температуры спекания, размеров частиц и других факторов [145, 676]. Присутствие графита и увеличение содержания меди уменьшает величину этих изменений. Однако у материала, ^°СТкчоГГ0рої° С00™етствУет пределу растворимости меди и железа Л'' наблюДается Р°ст размеров в результате наличия жидкой фазы, диффундирующей в глубь частиц (рис. 75) [676 883]
122
Дилатометрические исследования показали, что происходит рост об-
^т^рРИгГгГГ??ппогИЗИ Т0ЧКИ меди и усадка их при тем-
пературе свыше 1100 С вследствие оплавления поверхности частиц железа. > меныпение количества графита, повышение пористости прессовок и введение элементов, изменяющих эвтектическую температуру системы железо — углерод (например, никеля, который ее повышает) усиливает рост образцов (рис. 76) [676].
Основным преимуществом системы железо — медь — углерод является возможность получения безусадочных материалов, которые образуют-
0 5 10 15Си,% 6
Рис. 75. Влпяппе содержания меди на изменение объема образца из порошка железа, полученного восстановлением окалины (а) и руды (б), спеченного прп 11500C без добавок (J) и с добавками 1% графита (2).
0 5 10 15 20 Q а
10 15 Си,% 5
Рис. 76. Влияние содержания никеля (5%) на изменение объема композиции Fe — Cu — С, спеченной при температурах 1150 (а) и 12500C (б) в водороде без добавок (1) и с добавкой 1% графита (2).
ся при содержании небольшого* количества углерода (0,5%) и меди (от 0,3 до 1,8%) [310, 311]. Согласно [310, 311, 835], материалы на основе железа, содержащие 0,5% углерода и 1% меди, а также 1,5% углерода и 6% меди, не изменяют размеров в процессе спекания.
Присутствие в составе композиции железо — графит сильного кар-бпдообразователя, к каким относится молибден, значительно изменяет поведение материала в процессе спекания. Установлено [431], что относительное изменение размеров образцов композиции Fe— 15% Mo — 3% С зависит от температуры и изотермической выдержки при спекании (рис. 77, 78).
Влияпие графита проявляется в снижении усадки материала почти ь три раза по сравнению с безуглеродистым сплавом Fe — 15% Mo. Спекание этого материала при температуре 1100° С, превышающей точку плавлепня эвтектики (1077° С), происходит в присутствии жидкой фазы, и результате чего наблюдается значительная усадка (рис. 77, кривая 8). Чак, при температуре около 1100° С брикеты почти мгновенно претерпевают столь значительное изменение объема и форм, что проследить за кинетикой усадки не удается, в то время как спекание при 1080° С приводит к незначительным линейным и объемным изменениям (рис. 78). Введение в смесь Fe—Мо—С никеля увеличивает усадку материала и сильно усложняет кинетику спекания в присутствии жидкой фазы.
Как показали рентгеновские исследования [431], в присутствии графита кроме карбида железа Fe$C образуются карбиды MoC и Mo2C, а также сложные карбиды типа (Mo, FebaCe и (Mo, Fe)6. При небольшом содержании графита (1%) он практически весь связывается в карбиды, располагающиеся каркаспо и образующие скопления (рис. 79, а, см. вклейку). В отдельных участках структуры наблюдается формирование ярко выраженной диффузионной пористости.
