CC BY
4ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ МАТЕРИАЛОВЕ,
УДК 669.018.25:621.793
ОСОБЕННОСТИ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ ПРИ ОПЛАВЛЕНИИ ПОРОШКОВОЙ СМЕСИ ЧАСТИЦ TiC И Ni НА СТАЛЬНОЙ ПОВЕРХНОСТИ*
С.В. ВЕСЕЛОВ1, канд. техн. наук,
И.А. БАЛАГАНСКИЙ1, доктор техн. наук, профессор,
В.М. ПОТАПОВ2, канд. техн. наук, профессор,
В.В. БАЗАРКИНА1, магистрант,
Д.Н. ПРОХОВ1, магистрант
(1НГТУ, г. Новосибирск, НГПУ, г. Новосибирск)
Статья поступила 24 октября 2011 г.
Веселов С.В. - 630092, г. Новосибирск, пр. К. Маркса, 20 Новосибирский государственный технический университет, e-mail: veselov_s@inbox.ru
Описаны процессы, протекающие при оплавлении порошковой смеси частиц карбида титана и никеля на стальной поверхности. Оплавление порошковой смеси проводили при температуре 1450 °С, соответствующей плавлению эвтектики Fe - TiC. На основании экспериментальных данных показано, что основное влияние на характер и интенсивность протекающих процессов структурообразования оказывает содержание углерода в стальной основе. Установлено, что при концентрации углерода 0,2 вес. % в процессе оплавления наблюдается равномерный фронт растворения стали, в то время как при увеличении содержания углерода до 0,5 вес. % были обнаружены появления локальных проплавлений по границам зерен.
Ключевые слова: миграция жидкой фазы, карбид титана, диффузионные процессы.
Введение рошковой смеси частиц карбида титана и никеля
(либо карбида титана и кобальта), с последующим жидкофазным спеканием композиции при температуре формирования вольфрамокобальто-вых твердых сплавов. Полученный на границе раздела барьерный слой позволяет обеспечить
мость компонентов системы «покрытие - основной металл».
В настоящее время распространенным методом повышения износостойкости изделий является применение различных технологий формирования покрытий. В качестве материала
покрытия для изделий, работающих в условиях
механическую и физико-химическую совмести-
интенсивного абразивного изнашивания, широкое распространение получили твердосплавные вольфрамокобальтовые смеси. Один из способов
формирования на поверхности низкоуглероди- Согласно литературным дажьш [3-5] тем-
стой стали покрытия, по структуре и свойствам ператУры плавления эвтектик псевдобинарных
близкого к твердым сплавам, был предложен в систем Т1С - N1 и НС - Бе составляют 1280
работах [1, 2], выполненных с участием авто- и 1450 °С с°°тветственн°. При повышении тем-
ров. Предложенное технологическое решение пературы формирования композиции «покры-
заключается в предварительном формировании тие - промежуточный слой ТЮМ - основной
на границе раздела «покрытие - основной ме- металл» выше температуры спекания твердых
талл» промежуточного слоя, состоящего из по- сплавов (1380...1420 °С) процесс образования и
* Работа выполнена в рамках реализации ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» на 2009 - 2013 гг.
увеличения объемной доли жидкой фазы в спекаемой системе определяется степенью и характером взаимодействия частиц карбида титана порошковой смеси с железом стали.
В данной работе рассмотрены изменения характера взаимодействия компонентов промежуточного слоя с основным металлом при повышении концентрации углерода стальной основы и увеличении температуры нагрева композиции до 1450 °С, что соответствует плавлению эвтектики TiC - Fe.
Методика проведения исследований
Для проведения экспериментальных исследований были подготовлены две серии образцов композиции «порошковая смесь TiC/Ni - основной металл». В качестве основного материала использовались пластины из стали 20 и стали 50 толщиной 5 мм. Порошковая смесь частиц карбида титана и никеля с массовым соотношением компонентов 7/3 была подготовлена механическим перемешиванием в шаровой мельнице Pulverisette 6. Слой толщиной 1...1,5 мм на стальной поверхности получали методом шликерного литья. Оплавление композиций производили в вакуумной печи СГВ-2.4.2/15 И2 при температуре 1450 ± 10 °С с выдержкой не более 10 с. Средняя скорость нагрева печи составляла 0,2 °С/с, охлаждения -0,1 °С/с.
Микроструктуру оплавленных образцов исследовали на оптическом микроскопе Carl Zeiss AxioObserver A1m в диапазоне увеличений от x25 до x1000. Микрорентгеноспек-тральный анализ отдельных структурных составляющих выполняли на растровом электронном микроскопе Carl Zeiss EV050 XVP, оснащенном приставкой - анализатором EDS X-Act (Oxford Instruments). Оценку твердости отдельных структурных составляющих оплавленных композиций производили на микротвердомере модели 402MVD (Wolpert Group) при нагрузке от 10 до 50 г.
Результаты исследований и их обсуждение
Металлографические исследования оплавленной композиции «(70 % TiC +30 % Ni) -сталь 20» позволили определить основные
процессы, протекающие в системе при нагреве. Установлено, что при оплавлении порошковой смеси на границе раздела «оплавленный слой -основной металл» образуется дополнительный слой (рис. 1). Исследование нетравленых микрошлифов позволяет говорить о том, что данный слой обладает доэвтектическим строением. Предполагается, что в процессе нагрева композиции до 1450 °С появление жидкой фазы на границе раздела связано с формированием и последующим плавлением эвтектики на основе железа и карбида титана. Образующаяся на границе раздела жидкая фаза смачивает частицы карбида титана порошковой смеси, что приводит к формированию оплавленного порошкового слоя.
При детальном анализе строения оплавленных образцов было установлено, что в процессе взаимодействия железа стальной основы с частицами карбида титана наблюдается интенсивная диффузия углерода покрытия в основной металл, о чем свидетельствует образование перлитных колоний в поверхностных слоях стали 20 (рис. 1). Экспериментальные данные показывают, что при увеличении объемной доли жидкой фазы растворение стальной основы протекает равномерно по всей поверхности раздела компонентов системы.
Рис. 1. Микроструктура образцов, полученных при оплавлении композиции «(70 % ТЮ + 40% N1) - сталь 20»
С целью определения влияния концентрации углерода в анализируемой системе на характер протекающих при оплавлении порошковой смеси процессов была подготовлена серия образ-
ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ
МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ
Химический состав структурных составляющих основного металла вблизи границы раздела с оплавленным порошковым слоем в образцах, полученных при спекании композиции «(70 % Т1С + 30 % №) - сталь 50», %.
Структурная составляющая Химический элемент
Бе N1 Т1 Мп 81 С N
Частица на границе зерна 4,7 - 70,5 - - 7,3 17,5
Участок вблизи границы зерна 95,2 3,5 - 0,5 0,3 0,5 -
Участок в центре зерна 98,6 - - 0,6 0,3 0,5 -
цов композиции «(70 % НС +30 % N1) - сталь 50». Проведенные металлографические исследования свидетельствуют о существенном изменении характера протекающих при спекании процессов при увеличении содержания углерода в основном металле. Отличительной особенностью строения данных образцов является наличие локальных участков жидкой фазы по границам зерен основного металла (рис. 2), а также появление крупных пор в слое доэвтектического состава.
Рис. 2. Жидкая фаза по границам зерен основного металла в образцах, полученная при оплавлении композиции «(70 % Т1С + 30 % N1) - сталь 50»
Результаты экспериментальных исследований свидетельствуют о том, что при оплавлении порошковой смеси миграция жидкой фазы осуществляется по границам зерен на глубину до 1 мм. На данной глубине обнаружены частицы с повышенным содержанием титана (рис. 3). Так как титан является более сильным карби-дообразующим элементом, чем железо, можно предположить, что при кристаллизации металлического расплава происходит образование
частиц карбонитрида титана. Подтверждается это результатами микрорентгеноспектрального анализа (см. таблицу).
Рис. 3. Образование частиц с повышенным содержанием титана по границам бывших аустенитных зерен основного металла в образцах, полученных при оплавлении композиции «(70 % Т1С + 30 % N1) -сталь 50»
Присутствие компонентов жидкой фазы по границам бывших аустенитных зерен стальной основы на глубине ~ 1 мм подтверждается также результатами химического (см. таблицу) и дюрометрического анализа. Установлено, что микротвердость границ зерен вблизи поверхности раздела «оплавленный порошковый слой - основной металл» достигает 8000 ± 1000 МПа, в то время как твердость в центре бывших аустенитных зерен не превышает 2700 ± 200 МПа. Предполагается, что рост микротвердости границ бывших аусте-нитных зерен связан с насыщением элементами жидкой фазы а-железа основного металла, а также с образованием частиц карбонитрида титана.
Выводы
Полученные экспериментальные данные позволяют утверждать, что при нагреве Т1С/№ порошковой смеси на стальной поверхности до температуры плавления эвтектики Т1С - Бе (1450 °С) в композиции протекает интенсивное взаимодействие компонентов с образованием жидкой фазы. Появление жидкой фазы приводит к смачиванию частиц порошковой смеси и формированию дополнительного слоя на границе раздела системы «оплавленный порошковый слой - основной металл».
Анализ результатов исследований свидетельствует о том, что ключевым фактором, определяющим характер и интенсивность процесса растворения основного металла, является содержание углерода в исходном материале. При оплавлении порошковой смеси Т1С/№ на стали 20 наблюдается равномерный фронт растворения основного металла, в то время как при нагреве смеси на поверхности стали 50 происходит образование многочисленных проплавлений жидкой фазы по границам аустенитных зерен и появляются крупные поры в дополнительно формирующемся слое жидкой фазы.
Установлено, что в процессе оплавления образцов с использованием стали 50 миграция жидкой фазы по границам зерен протекает на глубину до 1 мм. При последующем охлаждении композиции кристаллизация жидкой фазы
по границам бывших аустенитных зерен протекает с образованием частиц карбонитрида титана. Микротвердость данных границ достигает 8000 ± 1000 МПа, что примерно в три раза превосходит твердость основного металла.
Список литературы
1. Веселое С. В. Формирование твердосплавного покрытия на поверхности конструкционной углеродистой стали с использованием промежуточного слоя из порошковой смеси «карбид титана - кобальт» / С.В. Веселов, А.А. Батаев, Е.Д. Головин, А.М. Теплых, В.С. Ложкин // Научный вестник НГТУ. - 2009. - № 4(37). - С. 67 - 78.
2. Веселов С.В. Использование промежуточного слоя из порошковой смеси «карбид титана - никель» при нанесении твердосплавного покрытия на сталь // Сборник трудов Всероссийской научно-практической конференции «Современные проблемы в технологии машиностроения». - 2009. -С.235 - 237.
3. Еременко В.Н. Взаимодействие карбида титана с металлами семейства железа / В.Н. Еременко // Журнал неорганической химии. - 1956. - Т. 1. -№ 9. - С. 2131-2148.
4. Еременко В. Н. Взаимодействие карбида титана с никелем / В.Н. Еременко, В.М. Полякова, З.П. Голу -бенко // Вопросы порошковой металлургии и прочности материалов. - 1956. - № 3. - С. 62-72.
5. Еременко В.Н. Еще о взаимодействии карбида титана с никелем / В Н. Еременко, Т.Я. Косолапова // Вопросы порошковой металлургии и прочности материалов. - 1959. - № 7. - С. 3-6.
Structure formation features during the fusing of TiC and Ni powder blend on steel surface
S.V. Veselov, I.A. Balaganskiy, V.M. Potapov, V.V. Bazarkina, D.N. Prohov
In the paper the description of processes taking place during the fusion of titanium carbide and nickel powder blend on steel surface are presented. The fusion of powder blend was carried out under the temperature of 1450 °C which corresponds to Fe-TiC eutectic melting. It was stated that the strong influence on type and intensity of structure formation processes is made by carbon concentration in steel substrate. It was found out that if the concentration of carbon is about 0.2 wt. % during the fusion uniform front of steel dilution is observed. While if the carbon content is up to 0.5 wt. % local penetration of liquid phase along substrate grain boundaries appears.
Key words: liquid phase migration, titanium carbide, diffusion processes.
