Композиционные спеченные антифрикционные материалы - Федорченко И.М.
Скачать (прямая ссылка):
В композиции более богатой графитом (3%) образуется перлито-ферритная (рис. 79, б) и перлитная структуры (рис. 79, в) с хорошо выраженным иглоподобным перлитом (рис. 80, б) и отдельными включе-
123
якшм* карбидов, равномерно расположенными по всему сечению
(рте. 80, «, см. вклейку)
структуре материала видны также включения свободного графи-т*. В присутствии никеля в высоколегированном железографите в первые спекания идет образование двойных и тройных твердых растворов. С повышением температуры и времени спекания происходит гомогенизация сплава. После спекания при 1100° G возникает гетерогенная структура, состоящая из карбидов и участков твер-
UO
80 120
Время, мин
1000 1050
1150 t,°C
Рис. 77. Кинетические кривые усадки композиций Fe —15% Mo (1—5), Fe— 15? Mo —3% С (6—8) и Fe —Ni—15% Mo —3% С (9—13) при температурах спекши 1000 (1, 6, 9), 1050 (2, 7, 10), 1100 (3, 8, 11), 1150 (4, 12) и 12000G (5, 13).
Рис. 78. Зависимость величины линейных изменений сплавов Fe —15% Mo (1), Fe - 15% Mo — 3% С(2), Fe-Ni- 15% Mo — 3% С(3) от температуры.
дых растворов Fe—Ni, Ni-Mo и Fe-Ni-Mo (рис. 81, см. вклейку). Эта гетерогенность уменьшается после жидкофазного спекания при 12000C в течение 3 мин, однако полностью не исчезает. Графит слабо влияет на изменение гетерогенности.
Микрорентгеноструктурным анализом материала композиции Fe-Ni-—Mo—С, структура которого представлена на рис. 81, выполненным на микроавализаторе «Камека», установлен состав фаз (табл. 66), подтверждающий значительную гетерогенность образующегося сплава. Введение графита в количестве 3 мас.% (~10 об.%) в состав высоколегированных материалов на основе железа композиции Fe-Mo и Fe-Ni-Mo задерживает диффузию между компонентами и формирование сплавов, соответствующих среднему химическому составу.
В сложных композициях, в состав которых входят металлы, взаимодействующие и невзаимодействующие с графитом, степень его влияния зависит от количества введенного графита и состава металлической основы материала. В работах [195, 196], в которых исследовано две системы а" И ^і—Fe—С), рассмотрено влияние графита на процесс спекания, фазовые и структурные изменения в металлографитовых материа-
124
"ічГ— Mo — ^езультаты локальн°го спектрального анализа материала композици»
Составляющие стр у ктуры
Аустееит
Ma ртенс и топ одоГ и ы o
перлит Светлые включения
Содержание элементов, %
Ni
Mo
Характеристика фалы
30,50—82,00
89,00— 90,00
7,62 8,73-9,20
16,90—65,95
9,70—10,20
43,20 56,03
2,10—10,60
0,67—0,70
41,70—43,40 28,30
Неоднородный твердый раствор Ni її Mo в железе
Карбидная фаза и интерметал-лиды
лах с различным содержанием графита (0; 30 и 50 об.%). Общим для изученных систем является присутствие элементов, образующих друг с ' другом твердые растворы с неограниченной взаимной растворимостью. В одной из них графит может вступать при спекании во взаимодействие-с обоими компонентами основы (железом и никелем), во втором—он имеет ограниченную растворимость при повышенных температурах в одном из компонентов (Ni) и почти не взаимодействует с другим (Cu).
При этом были рассмотрены различные соотношения никеля и железа в материале (Ni : Fe = 4 : 1, материал композиции Ni—Fe-C; Ni : Fe = і : 1, материал композиции Fe—Ni—С). Медь и никель вводили в соотношение 1:4. На материалах композиции Ni-Fe-C определялось также влияние морфологии и величины частиц исходных порошков железа и никеля, для чего использовались порошки восстановленного железа (Fen), электролитического никеля (Ni9), карбонильного никеля и железа (Ni к и FeK).
Кинетические кривые относительного изменения длины образцов от времени изотермической выдержки (рис. 82, 83) и температуры показывают, что линейная усадка развивается особенно сильно в первые минуты спекания, затем скорость уплотнения уменьшается и дальнейшая выдержка при спекании сопровождается одновременным протеканием конкурирующих процессов (объемного роста и усадки). Усадка сплавов Ni:i — Fe11 развивается сильнее, чем Ni3 — Cu3. Графит вступает во взаимодействие с окисиыми пленками, покрывающими поверхности частиц, что приводит к газовыделению и способствует разрушению и разрыхлению, увеличению объема образца. Большая пластичность меди по сравнению с железом создает более благоприятные условия для закупорки пор и изоляции включений графита на контактных участках, что дает большее увеличение объема брикетов композиции Ni—Cu—С (см. рис. 82, б). Чем выше температура спекания, тем интенсивнее усадка. Величина усадки снижается с увеличением содержания графита в материале (рпс. 82, а, б; рис. 83, а).
Свойства исходного порошка и его состав определяют величину п скорость линейных изменений. Так, использование в качестве основы материала железо-никелевого сплава при отношении Fe : Ni = 1:1 еще более замедляет усадку во времени и с температурой (рис. 82, в; рис. 83, б). Карбонильные порошки железа и никеля вызывают рост образцов практически при всех температурах спекания (рис. 82, г), что является результатом их высокой диффузионной активности.
