CC BY
33
УДК 54-185:54.055:(546.72+546.27):620.181.5:620.178
ФАЗОВЫЙ СОСТАВ, СТРУКТУРА И СВОЙСТВА КОМПОЗИТОВ НА ОСНОВЕ МЕХАНОСИНТЕЗИРОВАННЫХ ПОРОШКОВЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Ее-Б-С
1ВОЛКОВ В. А., 1ЕЛЬКИН И. А., 1ЧУЛКИНА А. А., 2ПАРАНИН С. Н., 3ТАРАСОВ В. В., 4ТРИФОНОВ И. С.
1 Физико-технический институт Уральского отделения РАН, 426000, г. Ижевск, Кирова, 132
2 Институт электрофизики Уральского отделения РАН, 620016, г. Екатеринбург, ул. Амундсена, 106
Институт механики Уральского отделения РАН, 426067, г. Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34 4 Ижевский государственный технический университет имени М.Т. Калашникова, 426069, г. Ижевск, ул. Студенческая, 7
АННОТАЦИЯ. На основе механосинтезированных порошковых сплавов состава Ге83(С1-хВх)17, Ге75(С1-хВх)25, (Х = 0,2 и 0,4) методом магнитного импульсного прессования (МИП) получены компактные наноструктурные композиты на основе бороцементита и феррита. Плотность компактов после МИП в зависимости от состава сплавов менялась от 80 до 83 % по отношению к расчетной плотности. Плотность увеличивалась с увеличением содержания феррита в сплавах, количество которого зависело от суммарного содержания С и В и времени механосплавления. Проведено исследование последовательности формирования структурно-фазовых состояний композитов на всех этапах их получения (механосинтез, компактирование, спекание). Показано, что для получения компактов можно использовать порошковые сплавы на стадии незавершенного механосплавления. Последующее дополнительное спекание при 800 °С приводит к взаимодействию не прореагировавших при МС фаз с образованием бороцементита и карбоборида. После спекания в компактах с составами Ге83(С1-хВх)17 сохраняется 18 - 26 об. % феррита, их микротвердость составила 9,5 - 11,7 ГПа. Компаты составов Ге75(С1-хВх)25 полностью состояли из карбо-боридных фаз, их микротвердость изменялась от 13,8 до 14,9 ГПа. Несмотря на разницу в твердости компакты Ге83(С1-хВх)17 и Ге75(С1-хВх)25 показали близкую стойкость к абразивному изнашиванию.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: карбидостали, твердые сплавы, механосплавление, наноматериалы, карбиды, фазовые превращения, компактирование, спекание, микротвердость, износостойкость.
ВВЕДЕНИЕ
Известно, что одним из наиболее эффективных путей повышения свойств износостойких материалов на основе карбидных фаз и металлической связки является уменьшение размеров зерна. В настоящее время широко применяются твердые сплавы с микронным и субмикронным карбидным зерном [1]. Дальнейшие перспективы повышения свойств этих материалов связываются с уменьшением размеров зерен до нанорезмерного уровня [2, 3]. Одним из наиболее эффективных способов получения порошковых нанозеренных сплавов является механическое сплавление (механосинтез, МС) в высокоэнергетических шаровых мельницах [4]. Существует два основных подхода при механосинтезе карбидов и карбидсодержащих композитов: 1) МС композитных порошков из смеси порошков металла и готового карбида [5, 6]. Большая часть этих работ была посвящена изучению процессов механосинтеза твердых сплавов Со^С. Однако использование готового карбида в качестве исходного компонента смеси приводит к сильному загрязнению сплава продуктами износа мелющих тел вследствие высокой абразивности карбидных частиц. 2) МС карбидов или композитов из смеси порошков металлов и графита [7, 8]. В последнем случае в продуктах механосплавления часто наблюдаются промежуточные неравновесные фазы. Эти фазы при последующих отжигах переходят в равновесные.
При изучении МС сплавов Бе-С было показано [9, 10], что для смесей с содержанием углерода до 30 ат.% С механосинтез начинается с формирования аморфной фазы. При продолжении механосплавления аморфная фаза полностью или частично превращается в цементит или другие карбиды железа. Отжиг механосинтезированных сплавов приводит к полной кристаллизации аморфной фазы с образованием цементита [10]. Таким образом, в сплаве состава Ее75С25 можно получить полностью цементитное состояние. Поскольку цементит является метастабильной фазой, такого результата трудно добиться какими-либо другими способами. Метастабильность цементита приводит к тому, что при последующих отжигах порошков выше 600 °С он частично или полностью распадается [11, 12]. Это препятствует получению компактных материалов на основе цементита методом спекания. Однако цементит можно стабилизировать путем легирования элементами, повышающими его стабильность, например Мп, Сг [12 - 14]. К элементам, повышающим термическую стабильность цементита, относится и бор. Бор способен легировать цементит, образуя бороцементит Бе3(С,Б), также возможно образование карбоборида Бе23(В,С)6. Обе фазы устойчивы до высоких температур [15].
В настоящей работе исследовались структура и свойства композитов составов Бе83(С1-хБх)17, Бе75(С1-хБх)25 (Х = 0,2 и 0,4) на различных стадиях получения: после механосплавления, магнитно-импульсного прессования, а также дополнительного спекания.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Механосплавление проводили в шаровой планетарной мельнице «Fritsch Pulverisette-7» в атмосфере аргона в течение 8 или 16 часов. Сосуды мельницы объемом 45 см и размольные шары (20 шт. диаметром 10 мм) были изготовлены из стали ШХ15. В сосуды загружали 10 г смеси порошков карбонильного железа марки ОСЧ 13-2 чистотой 99,98 мас.% и графита чистотой 99,99 мас.%, в качестве источника бора использовали лигатуру состава Fe - 8,53 мас.% B, что близко к составу фазы Fe2B. Порошки железа предварительно отжигались в вакууме при температуре 500 °C в течение 1 часа для удаления адсорбированных поверхностью газов. Намол железа за счет износа шаров после 16 ч МС составлял не более 5 % от массы исходного порошка, разогрев ступок, шаров и порошка во время работы мельницы не превышал 90 °C.
Компактирование порошков проводили методом магнитно-импульсного прессования
[16] в вакууме (остаточное давление 5 - 10 Па). Перед прессованием образцы
выдерживались при температуре 500 °С в течение 1 часа. После прессования компакты
отжигали при 400 °С, 1 час для снятия напряжений. Амплитуда импульса давления
составляла ~ 1,5 ГПа, длительность - 300 мкс. Дополнительное спекание компактированных
-2
образцов проводили в вакууме 10 Па при 800 °С в течение 1 часа. Плотность компактированных образцов определялась методом гидростатического взвешивания.
Испытание на износостойкость компактированных образцов после спекания проводили по схеме «палец - плоскость» с вращением образца вокруг своей оси на установке, собранной на основе трехкоординатного фрезерного станка с ЧПУ "KX3A" (Profi, Германия)
[17]. Для этого образец закреплялся в шпинделе станка, а абразивная шкурка крепилась на его столе, который перемещался по прямолинейной траектории. Длина пути образца при скорости перемещения 750 мм/мин равнялась 285 мм. Давление на поверхность образца составляло 40 кПа. Скорость вращения образца - 750 об/мин. Износ определялся по потере массы образца в процессе испытаний. Для испытаний использовались абразивные шкурки на тканевой основе KK19XW по ГОСТ 13344-79 из электрокорунда зернистостью М40 и 4-Н. Потеря массы каждого образца определялась по результатам трех испытаний.
Рентгеноструктурные исследования проводили на дифрактометре Rigaku Miniflex - 600 в Со-Ка излучении. Качественный и количественный рентгенофазовый анализ, а также определение параметров кристаллической решетки проводили с использованием пакета программ [18]. Микротвердость измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 100 г.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
Смеси исходных компонентов составов Бе83(С1-хВх)17 и Бе75(С1-хВх)25 (Х = 0,2 и 0,4) подвергали механосплавлению в течение 8 и 16 часов. В результате МС получали порошковые сплавы. Рентгеновские дифрактограммы МС сплавов характеризовались сильным уширением линий (рисунок, дифрактограмма 1), что свидетельствует о высокой дисперсности фаз и искаженности их решеток.
+ -Ге2з(С,В )6 + - Ге3(С,Б) ■^-Ре
30 40 50 60 70 80 90 100
Угол 20, град.
Рис. Рентгеновские дифрактограммы сплава Fe7S(C0.8B0,2)2S после механосплавления - 1, компактирования - 2 и спекания при 800 оС, 1 час - 3
В табл. 1 представлены данные рентгенофазового анализа МС порошков. В порошковых сплавах Бе83(С1-хВх)17 после механосплавления сохраняется значительное количество (31 - 34 об. %) феррита (а-Бе(С,В)), содержание которого практически не изменяется с увеличением времени МС от 8 до 16 час. После 8 часов МС образуется большое количество аморфной фазы (А), формированию которой способствует увеличение содержание бора в составе смеси от Х = 0,2 до Х = 0,4: в сплаве с меньшим содержанием В доля А составляет 39 об. %, а в сплаве с большим его содержанием - 52 об. %. МС в течение 16 часов приводит к постепенному увеличению доли бороцементита Бе3(В,С) в этих сплавах до 23 - 32 об. % за счет уменьшения количества А до уровня порядка 35 об. %. В МС порошках сохраняется часть труднодеформируемого борида Бе2В из исходной смеси.
В порошках состава Бе75(С1-хВх)25, по сравнению с порошками Бе83(С1-хВх)17, после МС сохраняется значительно меньше феррита (8 - 15 об. %), образуется более значительное количество бороцементита (27 - 53 об. %) и сравнимое количество (40 - 46 об. %) аморфной фазы. Эти изменения связаны с увеличением общего содержания углерода и бора в составе сплавов. Зависимости фазового состава сплавов Бе75(С1-хВх)25 от времени механосплавления и соотношения количества углерода и бора похожи на зависимости, наблюдавшиеся в сплавах Бе83(С1-хВх)17. Размеры зерен бороцементита, определенные по результатам анализа уширения рентгеновских дифракционных линий, составили 8 - 15 нм, феррита - от 5 до 13 нм. Размеры зерен немного уменьшаются с увеличением содержания В в сплавах.
Таблица 1
Фазовый состав порошковых МС сплавов
Механосплавленные порошки Фазовый состав, ± 2 об. %
Формула состава Х, отн. ед. Время МС, час a-Fe(C,B) Fe3(C,B) Fe2B A
Fe83(Ci-xBx)i7 0,2 8 33 25 3 39
i6 33 32 0 35
0,4 8 3i 6 ii 52
i6 34 23 6 37
Fe«(Ci-xBx)25 0,2 8 i2 43 5 40
i6 8 53 0 37
0,4 8 i5 27 i2 46
i6 i0 44 8 38
Из анализа фазового состава механосинтезированных сплавов Fe83(C1-xBx)17 и Fe75(Ci-xBx)25 видно, что за счет разницы в составах и времени механосплавления получаются порошковые сплавы заметно различающиеся между собой по соотношению твердой (Fe3(C,B)) и пластичной (a-Fe(C,B)) составляющих и содержащие большое количество промежуточной аморфной фазы, способной к дальнейшим превращениям при нагревах.
Методом магнитно-импульсного прессования (МИП) на основе механосплавленных порошков были получены компакты диаметром i5 мм и толщиной около i мм. Поскольку МИП порошков проводилось с использованием предварительной выдержки при температуре 500 °С и отжига после компактирования при 400 °С в компактах произошли существенные изменения фазовых составов по сравнению с исходными порошками. Дифрактограмма компактированного сплава Fe75(C0.8B0,2)25 представлена на рисунке (дифрактограмма 2). Как видно из табл. 2 после МИП аморфная фаза полностью закристаллизовалась с образованием бороцементита и a-Fe. Остаточные частицы Fe2B превратились в бороцементит, поэтому в компактах эта фаза не наблюдается. При анализе фазового состава сплавов необходимо исходить из количества бороцементита, которое может образоваться в каждом сплаве в соответствии с содержанием в нем железа, бора и углерода. Наибольшее возможное содержание бороцементита в сплавах с суммарным содержанием бора и углерода 17 ат.% равно 63,5 об.%, а в сплавах с их суммарным содержанием 25 ат.% С - 100 об. %.
Таблица 2
Фазовый состав, микротвердость и плотность компактов после МИП
Компактированные образцы Фазовый состав, ± 2 об. % Микротвердость, ± 0,7 ГПа Плотность, ± 0,5 %
Формула состава Х, отн. ед. Время МС, час. a-Fe Fe3(C,B)
Fe83(Ci-xBx)i7 0,2 8 36 64 i2,5 82
i6 35 65 i2,8 81
0,4 8 42 58 ii,3 84
i6 39 6i ii,i 82
Fe75(Ci-xBx)25 0,2 8 8 92 15,3 80
i6 8 92 15,6 80
0,4 8 i3 87 i5,9 81
i6 i3 87 15,4 81
Как следует из данных по фазовому составу компактов Fe83(C0,8B0,2)17, полученных прессованием порошков после 8 и 16 часов МС, в них образовалось максимально возможное количество бороцементита. В компактах Fe83(C0,6B0,4)17 с более высоким содержанием В и во
всех компактах Бе75(С1-хВх)25 количество бороцементита меньше максимально возможного. В компактах Бе83(С1-хВх)17 дополнительно к бороцементиту присутствует от 35 до 42 об. % феррита, а в компактах Бе75(С1-хВх)25 его содержание составляет от 8 до 13 об. %. Меньшее по отношению к максимально возможному содержание бороцементита и повышенное содержание феррита в сплавах свидетельствует о том, что часть углерода и бора находится в свободном состоянии - в виде дисперсных частиц углерода, в твердом растворе, а также в сегрегациях по границам зерен [19]. Другой причиной повышенного содержания феррита может быть его намол с размольных шаров. Намол увеличивается с увеличением количества твердых фаз в составе синтезируемых сплавов, а также с увеличением времени МС. Размеры зерен в компактах Бе83(С1-хВх)17 составили: феррита - 32 - 43 нм, бороцементита -17 - 22 нм. В компактах Бе75(С1-хВх)25 размеры зерен феррита около 40 нм, бороцементита -от 27 до 38 нм. Размеры зерен в компактах уменьшаются с увеличением содержания В. Из приведенных данных видно, что после МИП размеры зерен фаз остаются в нанометровом диапазоне.
В табл. 2 приведены значения относительной плотности компактов р, которая определялась в сравнении с расчетными значениями плотности. Там же приведены значения микротвердости. Из сравнения данных табл. 2 можно сказать, что твердость и плотность компактов зависит от содержания в сплавах металлической фазы. Высокая пластичность феррита способствует осадке компактов при прессовании и, наоборот, высокая жесткость бороцементита препятствует формированию плотных прессовок. Поэтому наибольшая плотность (81 - 83 %) достигается в сплавах с содержанием 17 ат.% бора и углерода, а наименьшая - в сплавах, содержащих суммарно 25 ат.% углерода и бора (80 - 81 %). В компактах Бе83(С1-хВх)17 большему содержанию феррита отвечает меньшая твердость. В компактах Бе75(С1-хВх)25 твердость в зависимости от содержания феррита изменяется мало. Нарушение корреляции между содержанием феррита и твердостью в этих компактах может быть связано с увеличением твердости бороцементита при повышении содержания в нем бора. Для всех составов плотность компактов, в пределах ошибки, не зависит от времени МС порошков. Это говорит о том, что предварительный отжиг перед прессованием при 500 °С приводит порошки, полученные МС в течение 8 и 16 часов в близкое по фазовому составу состояние. Можно отметить высокие значения твердости компактов, достигающие 15,9 ГПа. Для сравнения, твердость цементита составляет порядка 10 ГПа, а твердость сплавов типа ВК6 - порядка 14 ГПа [1]. Высокая твердость компактов объясняется не только высоким содержанием в них бороцементита, но также наноразмерным состоянием зерен, что обеспечивает дополнительное упрочнение. Твердость компактов Бе83(С1-хВх)17 и Бе75(С1-хВх)25 оказалась значительно выше по сравнению с компактами ^е1-у Сгу)75С25, (Ее1-уСгу)83С17, где у = 0; 0,05 и 0,10, полученными в тех же условиях, (Нц = 4,5 - 10 ГПа) [20]. Очевидно, это связано с меньшей твердостью нелегированного цементита и цементита легированного Сг по сравнению с бороцементитом.
С целью более полной консолидации компактов было проведено их спекание в вакууме при 800 °С в течение 1 часа. В результате выдержки при температуре спекания произошло дальнейшее изменение структурно-фазового состояния сплавов (табл. 3). Дополнительно к фазам, присутствовавшим в образцах после компактирования, добавился карбоборид Бе23(С,В)6. Одновременно уменьшилось количество феррита и бороцементита. В сплавах состава Бе75(С1-хВх)25 феррит исчез полностью. Образование карбоборида связано с переходом фаз в равновесное состояние. Состав бороцементита после механосплавления и компактирования не является равновесным и содержит переменное количество С и В, в то время как равновесный бороцементит имеет фиксированный состав Бе3(С0,41В0,59) (при 700 °С). Для сплавов Бе75(С1-хВх)25, с добавленным за счет намола железом, равновесной является смесь фаз Бе3(С,В) и Бе23(С,В)6. Для сплавов Бе83(С1-хВх)17 в равновесии с карбоборидными фазами находится феррит [15]. Поэтому, в результате перераспределения элементов сплавов между фазами при спекании, компакты Бе75(С1-хВх)25 полностью состоят из твердых фаз (бороцементита и карбоборида), а в компактах
Бе83(С1-хВх)17 сохраняется от 18 до 26 ат % феррита. Из табл. 2 также видно, что увеличение времени МС от 8 до 16 часов приводит к уменьшению в компактах доли бороцементита и увеличению доли карбоборида. Это обстоятельство может быть связано как с большей химической неоднородностью порошков после 8 часов МС, так и с большим намолом железа при увеличении времени МС до 16 часов.
Таблица 3
Фазовый состав, микротвердость (Нн), плотность (р) и абразивный износ компактов
после МИП и спекания 800 °С, 1 час
Компакты после спекания 800 оС, 1 час Фазовый состав, ± 2 об. % ± 0,7 ГПа P, ±0,5 % Износ, ±1,2 г/мм2-10"5
Формула состава Х, отн. ед. Время МС, час. a-Fe Fe3(C,B) Fe23(C,B)6 4-Н М40
Fe83(Ci_xBx)n 0,2 8 26 24 50 11,7 84 7,3 5,9
16 26 20 54 10,3 85 5,5 3,9
0,4 8 18 - 82 9,5 80 9,0 7,7
16 22 - 78 11,2 82 3,9 3,2
Fe75(Ci_xBx)25 0,2 8 - 53 47 14,9 82 5,7 4,7
16 - 44 56 13,8 82 4,7 3,7
0,4 8 - 46 54 13,8 80 4,5 3,5
16 - 34 66 14,3 81 5,9 5,4
После спекания произошло некоторое огрубление зеренной структуры. В сплавах Бе83(С1-хВх)17 размеры зерен феррита порядка 75 - 86 нм, размеры зерен бороцементита на уровне 50 - 55 нм, размеры зерен карбоборида - от 60 до 90 нм. В сплавах Бе75(С1-хВх)25 размер зерен бороцементита на уровне 60 - 76 нм, карбоборида - 80 - 106 нм. Из этих данных видно, что, несмотря на достаточно высокую температуру спекания, размеры зерен остаются в нанометровом и субмикронном диапазоне.
В табл. 3 приведены также значения плотности и микротвердости образцов после спекания. Видно, что после спекания произошло некоторое повышение плотности компактов. Микротвердость образцов понизилась примерно на 1 - 2 ГПа за счет роста зерна. Микротвердость спеченных компактов Бе83(С1-хВх)17 составила 9,5 - 11,7 ГПа, а компактов Бе75(С1-хВх)25 - 13,8 - 14,3 ГПа. В целом, микротвердость компактов после спекания остается на очень высоком уровне.
В табл. 3 приведены результаты испытаний на износостойкость компактов, прошедших спекание при 800 °С в течение 1 ч. Необходимо отметить, что испытание на износостойкость по использованной методике носит сравнительный характер. В качестве образца сравнения использовали образец стали У10 после закалки в масле и отпуска при 500 °С, 2 часа. Образец сравнения имел твердость 2,5 ГПа и показал на шкурках М40 и 4-Н износ 3,5-10-5 и
5 2
7,8-10- г/мм соответственно. Для всех образцов величина износа выше в случае использования при испытании шкурки с более крупным абразивом 4-Н по сравнению со случаем использования шкурки М40. Для образцов Бе83(С1-хВх)17 значения износа находятся в явной зависимости от времени МС порошков. Износ компактов, полученных из порошков после 8 часов МС, значительно выше по сравнению с компактами, полученными из порошков после 16 часов МС. Это можно связать с тем, что неоднородность по составу порошков после 8 часов МС выше по сравнению с порошками после 16 ч МС. Для компактов Бе75(С1-хВх)25 величина абразивного износа не коррелирует явным образом со временем МС и составом порошков. Несмотря на более высокие значения твердости этих компактов по сравнению с компактами Бе83(С1-хВх)17 значения износа компактов двух составов сравнимы. Это говорит о том, что кроме высокой твердости для получения высокой износостойкости требуется хорошее сваривание частиц порошка в компактах. Наличие в составе компактов Бе83(С1-хВх)17 феррита способствует лучшему спеканию, что приводит к получению износостойкости в этих компактах на уровне компактов с более высоким содержанием углерода и бора.
ВЫВОДЫ
Магнитно-импульсное прессование позволяет получать из порошковых механосинтезированных сплавов системы Fe-B-C компакты с плотностью от 80 до 83 % от расчетной. Плотность выше в компактах, полученных из МС сплавов с более высоким содержанием феррита, и уменьшается при увеличении содержания карбоборидных фаз. Дополнительное спекание при 800 °С увеличивает плотность компактов.
Для получения компактов можно использовать порошковые сплавы на стадии незавершенного механосплавления. Магнитно-импульсное прессование и последующее спекание при 800 °С приводит к взаимодействию фаз, не прореагировавших при МС, с образованием бороцементита и карбоборида.
Твердость компактов после магнитно-импульсного прессования и последующего спекания имеет существенно более высокие значения для составов Fe75(Ci-xBx)25 по сравнению с составами Fe83(C1-XBX)17. Несмотря на это абразивный износ этих компактов находится на одном уровне. Легирование бором способствует значительному повышению твердости по сравнению со сплавами Fe-C.
Работа выполнена в рамках темы № гос. регистрации АААА-А17-117022250038-7, а также при поддержке проекта РФФИ - а № 17-03-00976, проекта RFMEFI 58214X0005 Минобрнауки и проекта Фонда содействия инновациям (конкурс УМНИК 16-10, договор код 0025367).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Третьяков В. И. Основы металловедения и технологии производства спеченных твердых сплавов. М.: Металлургия, 1976. 528 с.
2. Tjong S. C. Nanocrystalline Materials: Their Synthesis-Structure-Property Relationships and Applications. Amsterdam: Elsevier, 2006. 368 p.
3. Валиев Р. З., Александров И. В. Объемные наноструктурные металлические материалы. М.: Академкнига, 2007. 398 с.
4. Suryanarayana C. Mechanical alloying and milling. New York: Marcel Dekker Inc, 2004. 466 p.
5. Sha Liu, Ze-Lan Huang, Gang Liu, Gui-Bin Yang. Preparing nano-crystalline rare earth doped WC/Co powder by high energy ball milling // International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 2006, vol. 24, iss. 6, pp. 461-464. http://dx.doi.org/10.1016/j.ijrmhm.2005.10.001
6. Yan Li, Ning Liu, Xiaobo Zhang, Chunlan Rong. Effect of carbon content on the microstructure and mechanical properties of ultra-fine grade (Ti,W) (C,N)-Co cermets // Journal of Materials Processing Technology, 2008, vol. 206, pp. 365-373. http: //dx. doi.org/ 10.1016/j.j matprotec .2007.12.086
7. Bolokang S., Banganayi C., Phasha M. Effect of C and milling parameters on the synthesis of WC powders by mechanical alloying // International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 2010, vol. 28, iss. 2, pp. 211-216. http://dx.doi.org/10.1016/j.ijrmhm.2009.09.006
8. Ma Xueming, Zhao Ling, Ji Gang, Dong Yuanda. Preparation and structure of bulk nanostructured WC-Co alloy by high energy ball-milling // Journal of Materials Science Letters, 1997, vol. 16, iss. 12, pp. 968-970. DOI: 10.1023/A:1018525213450
9. Yelsukov E. P., Dorofeev G. A. Mechanical alloying in binary Fe-M (M = C, B, Al, Si, Ge, Sn) systems // Journal of Materials Science, 2004, vol. 39, pp. 5071-5079. DOI: 10.1023/B:JMSC.0000039187.46158.f6
10. Elsukov E. P., Dorofeev G. A., Fomin V. M., Konygin G. N., Zagainov A. V., Maratkanova A. N. Mechanically alloyed Fe(100-x)C(x) (x = 5-25 at. %) powders: I. Structure, phase composition, and temperature stability // Физика металлов и металловедение. 2002. Т. 94, № 4. С. 43-54.
11. Волков В. А., Чулкина А. А., Ульянов А. И., Елсуков Е. П. Влияние кремния на формирование фаз в механоактивированных системах на основе Fe75C25. II. Термоиндуцированные превращения в механосинтезированных композитах // Физика металлов и металловедение. 2012. Т. 113, № 4. С. 379-386.
12. Чулкина А. А., Ульянов А. И., Ульянов А. Л., Баранова И. А., Загайнов А. В., Елсуков Е. П. Фазовый состав, структурное состояние и магнитные свойства нанокомпозитов состава (Fe,Cr)75C25: механосинтез, изохронные отжиги // Физика металлов и металловедение. 2015. Т. 116, № 1. С. 21-30. DOI: 10.7868/S0015323014100052
13. Чулкина А. А., Ульянов А. И., Загайнов А. В., Ульянов А. Л., Елсуков Е. П. Формирование легированного хромом цементита в процессе механосинтеза и последующих отжигов // Физика металлов и металловедение. 2015. Т. 116, № 3. С. 309-317. DOI: 10.7868/S0015323015030031
14. Umemoto M., Liu Z. G., Masuyama K., Tsuchiya K. Influence of alloy additions on production and properties of bulk cementite // Scripta Materialia, 2001, vol. 45, no. 4, pp. 391-397. http://dx.doi.org/10.1016/S1359-6462(01)01016-8
15. Банных О. А., Будберг П. Б., Алисова С. П. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа. М.: Металлургия, 1986. 440 с.
16. Иванов B. В., Паранин C. H, Вихрев А. Н. Способ импульсного прессования твердых порошков материалов и устройство для его осуществления // Патент РФ, № 94039190, 1994.
17. Тарасов В. В., Трифонов И. С., Пузанов Ю. В., Бажин А. Г. Способ испытания материала на абразивное изнашивание // Патент РФ, № 2601502, 2016.
18. Шелехов Е. В., Свиридова Т. А. Программы для рентгеновского анализа поликристаллов // Металловедение и термическая обработка металлов. 2000. № 8. С. 16-19.
19. Chen Y. Z., Herz A., Li Y. J., Borchers C., Choi P., Raabe D., Kirchheim R. Nanocrystalline Fe-C alloys produced by ball milling of iron and graphite // Acta Materialia, 2013, vol. 61, pp. 3172-3185. http://dx.doi.org/10.1016/j.actamat.2013.02.006
20. Волков В. А., Елькин И. А., Чулкина А. А., Паранин С. Н., Еремина М. А., Елсуков Е. П., Тарасов В. В., Трифонов И. С. Структура и свойства композитов феррит - цементит на основе механосинтезированных порошковых сплавов системы Fе-Сr-C // Химическая физика и мезоскопия. 2016. Т. 18, № 1. С. 90-102.
THE PHASE COMPOSITION, STRUCTURE AND PROPERTIES OF COMPOSITES BASED ON THE MECHANICAL SYNTHESIZING POWDER ALLOYS OF Fe-B-C SYSTEM.
1Volkov V. A., 1Elkin I. A., 1Chulkina A. A., 2Paranin S. N., 3Tarasov V V., 4Trifonov I. S.
Physical-Technical Institute, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia 2Institute of Electrophysics, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Ekaterinburg, Russia 3Institute of Mechanics, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia 4Kalashnikov Izhevsk State Technical University, Izhevsk, Russia
SUMMARY. The compact nanostructured composites based on the borocementite and ferrite were obtained using magnetic pulse compression (MPC) from the mechanical synthesizing powder alloys (Fe83(C1-XBX)17, Fe75(C1-XBX)25, X = 0.2 and 0.4). The density of compacts after MPC was differed from 80 to 83 % of the theoretical density. The density increased with increasing the content of ferrite in alloys, the amount of ferrite depended on the total content of C and B, and the time of mechanical alloying. The sequence of phase and structural transformations was studied on the all steps of processing (mechanosynthesis, consolidation, sintering). It was shown that the powder alloys on the unfinished stage of mechanical alloying may be used to produce of the compacts. Further annealing at 800 °C leads to the interaction of unreacted during mechanosynthesis phases and to the formation of the borocement and carboboride. In the compacts with Fe83(C1-XBX)17 composition retained about 18-26 vol.% of ferrite after sintering, their microhardness was 9.5-11.7 GPa. The compacts with Fe75(C1-XBX)25 composition contained only the carboboride phases, their microhardness ranged from 13.8 to 14.9 GPa. The compacts with composition Fe83(C1-XBX)17 and Fe75(C1-XBX)25 had similar abrasion resistance despite on the difference in the hardness.
KEYWORDS: high carbon steels, hard alloys, mechanical alloying, nanomaterials, carbides, phase transformations, consolidation, sintering, microhardness, wear resistance.
REFERENCES
1. Tret'yakov V I. Osnovy metallovedeniya i tekhnologii proizvodstva spechennykh tverdykh splavov [Fundamentals of metallurgy and technology of sintered hard alloys]. Moscow: Metallurgiya Publ., 1976. 528 p.
2. Tjong S. C. Nanocrystalline Materials: Their Synthesis-Structure-Property Relationships and Applications. Amsterdam: Elsevier, 2006. 368 p.
3. Valiyev R. Z., Aleksandrov I. V Ob'yemnyye nanostrukturnyye metallicheskiye materialy [Bulk nanostructured metallic materials]. Moscow: Akademkniga Publ., 2007. 398 p.
4. Suryanarayana C. Mechanical alloying and milling. New York: Marcel Dekker Inc, 2004. 466 p.
5. Sha Liu, Ze-Lan Huang, Gang Liu, Gui-Bin Yang. Preparing nano-crystalline rare earth doped WC/Co powder by high energy ball milling. International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 2006, vol. 24, iss. 6, pp. 461-464. http://dx.doi.org/10.1016Zj.ijrmhm.2005.10.001
6. Yan Li, Ning Liu, Xiaobo Zhang, Chunlan Rong. Effect of carbon content on the microstructure and mechanical properties of ultra-fine grade (Ti,W) (C,N)-Co cermets. Journal of Materials Processing Technology, 2008, vol. 206, pp. 365-373. http://dx.doi.org/10.1016/jjmatprotec.2007.12.086
7. Bolokang S., Banganayi C., Phasha M. Effect of C and milling parameters on the synthesis of WC powders by mechanical alloying. International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 2010, vol. 28, iss. 2, pp. 211-216. http://dx.doi.org/10.10167j.ijrmhm.2009.09.006
8. Ma Xueming, Zhao Ling, Ji Gang, Dong Yuanda. Preparation and structure of bulk nanostructured WC-Co alloy by high energy ball-milling // Journal of Materials Science Letters, 1997, vol. 16, iss. 12, pp. 968-970. DOI: 10.1023/A:1018525213450
9. Yelsukov E. P., Dorofeev G. A. Mechanical alloying in binary Fe-M (M = C, B, Al, Si, Ge, Sn) systems. Journal of Materials Science, 2004, vol. 39, pp. 5071-5079. DOI: 10.1023/B:JMSC.0000039187.46158.f6
10. Elsukov E. P., Dorofeev G. A., Fomin V. M., Konygin G. N., Zagainov A. V., Maratkanova A. N. Mechanically alloyed Fe(100-x)C(x) (x = 5-25 at. %) powders: I. Structure, phase composition, and temperature stability. The Physics of Metals and Metallography, 2002, vol. 94, no. 4, pp. 356-366.
11. Volkov V. A., Chulkina A. A., Ul'Yanov A. I., Elsukov E. P. Effect of silicon on the phase formation in mechanically activated systems based on Fe(75)C(25): Temperature-induced transformations in mechanosynthesized composites. The Physics of Metals and Metallography, 2012, vol. 113, no. 4, pp. 356-364. DOI: 10.1134/S0031918X12010140
12. Chulkina A. A., Ulyanov A. I., Ulyanov A. L., Baranova I. A., Zagainov A. V., Yelsukov E. P. Phase composition, structural state, and magnetic properties of nanocomposites of composition (Fe,Cr)75C25: Mechanosynthesis and isochronous annealings. The Physics of Metals and Metallography, 2015, vol. 116, no. 1, pp. 1928. DOI: 10.1134/S0031918X14100056
13. Chulkina A. A., Ulyanov A. I., Zagainov A. V., Ulyanov A. L., Yelsukov E. P. Formation of chromium-alloyed cementite in the process of mechanosynthesis and subsequent annealings. The Physics of Metals and Metallography, 2015, vol. 116, no. 3, pp. 293-301. DOI: 10.1134/S0031918X15030035
14. Umemoto M., Liu Z. G., Masuyama K., Tsuchiya K. Influence of alloy additions on production and properties of bulk cementite // Scripta Materialia, 2001, vol. 45, no. 4, pp. 391-397. http://dx.doi.org/10.1016/S1359-6462(01)01016-8
15. Bannykh O. A., Budberg P. B., Alisova S. P. Diagrammy sostoyaniya dvoynykh i mnogokomponentnykh sistem na osnove zheleza [Diagrams of binary and multicomponent iron based systems]. Moscow: Metallurgiya Publ., 1986. 440 p.
16. Ivanov B. B., Paranin C. H, Vikhrev A. N. Sposob impul'snogo pressovaniya tverdykh poroshkov materialov i ustroystvo dlya yego osushchestvleniya [The method of pulse compression of solid powder materials and a device for its realization]. PatentRU, no. 94039190, 1994.
17. Tarasov V. V., Trifonov I. S., Puzanov Yu. V., Bazhin A. G. Sposob ispytaniya materiala na abrazivnoe iznashivanie [Method for testing the material for abrasive wear]. Patent RU, no. 2601502, 2016.
18. Shelekhov E. V., Sviridova T. A. Programs for X-ray analysis of polycrystalline. Metal Science and Heat Treatment, 2000, vol. 42, no. 7-8, pp. 309-313.
19. Chen Y. Z., Herz A., Li Y. J., Borchers C., Choi P., Raabe D., Kirchheim R. Nanocrystalline Fe-C alloys produced by ball milling of iron and graphite. Acta Materialia, 2013, vol. 61, pp. 3172-3185. http://dx.doi.org/10.1016/j.actamat.2013.02.006
20. Volkov V. A., El'kin I. A., Chulkina A. A., Paranin S. N., Yeremina M. A., Yelsukov Ye. P., Tarasov V V., Trifonov I. S. Struktura i svoystva kompozitov ferrit - tsementit na osnove mekhanosintezirovannykh poroshkovykh splavov sistemy Fe-Cr-C [The structure and properties of ferrite - cementite composites based on the mechanical synthesizing powder alloys of Fe-Cr-C system]. Khimicheskaya fizika i mezoskopiya [Chemical Physics and Mesoscopy], 2016, vol. 18, pp. 90-102.
Волков Василий Анатольевич, кандидат технических наук, заведующий лабораторией ФТИ УрО РАН, тел. 89635487212, e-mail: volkov@ftiudm.ru
Елькин Иван Александрович, младший научный сотрудник ФТИ УрО РАН, тел. 89090529736, e-mail: ivan.a.elkin@gmail.com
Чулкина Алевтина Антониновна, кандидат технических наук, старший научный сотрудник ФТИ УрО РАН, тел. 83412728779, e-mail: chulkina@ftiudm.ru
Паранин Сергей Николаевич, кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник ИЭФ УрО РАН, тел. 89043897513, e-mail: paranine@iep.uran.ru
Тарасов Валерий Васильевич, доктор технических наук, профессор, заведующий лабораторией ИМ УрО РАН, тел. 8(3412) 20-29-25, e-mail: tvv@Mdman.ru
Трифонов Игнат Сергеевич, аспирант ИжГТУ имени М.Т. Калашникова, e-mail: mike_i_90@mail. com
