CC BY
31
А.И. Михайлюк, Г.Ф. Володина
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ В ЭЛЕКТРОИСКРОВЫХ ЖЕЛЕЗОУГЛЕРОДИСТЫХ ПОКРЫТИЯХ ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ ИХ НАГРЕВА
Институт прикладной физики АН РМ,
ул. Академией, 5, г. Кишинёв, MD- 2028, Республика Молдова, mihalek@yandex.ru
Метод электроискрового легирования металлических поверхностей (ЭИЛ) даёт широкие возможности для повышения износостойкости различных пар трения, в частности, благодаря формированию на трущихся поверхностях мелкодисперсной структуры антифрикционных материалов [1]. Однако при выборе легирующих поверхность материалов не всегда учитывались процессы, происходящие в зоне трения. Так, при внешнем трении в результате пластической деформации термодинамический потенциал поверхностей трения повышается (свободная поверхностная энергия у, внутренняя энергия Е, энтальпия и др.) [2], что приводит к высокой химической и каталитической активности этих поверхностей. Исследования показали, что абсолютным критерием схватывания пар трения, ведущего к износу и выходу их из строя, является уровень поверхностной энергии у [2]. Известно, что одним из способов снижения свободной энергии поверхности и предупреждения её увеличения служит поверхностное легирование неметаллическими элементами (углерод, бор, кремний и др.) [2].
Решение этой задачи возможно методом электроискрового легирования поверхности графитом, при этом углерод может вводиться в поверхностный слой как в виде свободного графита, так и в виде карбидов [3]. В процессе легирования сплавов на основе железа в поверхностном слое образуется довольно большой процент остаточного аустенита, для которого углерод, растворенный в y-Fe, является стабилизирующим материалом, затрудняющим у ^ а превращение кристаллической решетки железа [4]. При этом аустенит имеет более высокий коэффициент трения, чем фазы на основе а-Fe, и с позиций износостойкости сравнительно низкие триботехнические характеристики [5]. А как ведёт себя такая поверхность трения, когда сравнительно высокие нагрузки и скорости трения вызывают нагрев трущихся поверхностей? Насколько при этом стабильны структура и фазовый состав покрытий, каковы тенденции их изменений? Поставленные вопросы легли в основу настоящей работы, в которой были изучены структурно-фазовые превращения, происходящие в графитизиро-ванных электроискровых покрытиях на железе в интервале температур 20-800оС.
Методика проведения исследований
В качестве исходного материала использовались образцы из армко-железа и электроды из графита МПГ-6. Электроискровая обработка производилась на установке «Элитрон-22» производства Опытного завода ИПФ АН РМ при режимах, представленных в таблице.
Режимы ЭИЛ обработки образцов
№ образца Рабочий ток ЭИЛ, А Энергия разряда, Дж Удельное время ЭИЛ, мин/см2
1 0,77 0,185 1
2 1,1 0,24 1
3 1,6 0,33 1
4 2,0 0,43 1
5 2,5 0,585 1
6 2,0 0,43 2
7 2,0 0,43 4
Примечание. Материал образца - армко-железо, анода - графит МПГ-6.
Все образцы исследовались рентгенографически. Использовался дифрактометр ДРОН-2,0 (СоКа - излучение, Бе - фильтр, 0/20 - метод); рентгеновская съемка при повышенной температуре осуществлялась с помощью высокотемпературной приставки к дифрактометру УВД-2000, где образцы нагревались в условиях вакуума; спектры снимались через каждые 100 оС.
Дифрактограмма образца № 1 оказалась очень слабой, а спектры 4-го, 6-го и 7-го образцов идентичны. Поэтому для детальных температурных исследований были выбраны образцы №2, 3, 4, 5.
© Михайлюк А.И., Володина Г.Ф., Электронная обработка материалов, 2010, № 6, С. 53-55.
Результаты исследований и их обсуждение
Дифрактограммы всех четырех образцов подобны и при комнатной температуре содержат спектры фаз a-Fe, цементита Fe3C и метастабильной фазы y-Fe в соотношениях, зависящих от энергии разряда ЭИЛ. Фаза y-Fe устойчива при умеренной скорости охлаждения только до 723оС [4], однако при существенной скорости охлаждения микрорасплава - 104-105 град/с [6], характерной при ЭИЛ, создаются условия для «замораживания» этой фазы и подавления ее распада на ферритно-цементитную смесь. После ЭИЛ графитом при всех режимах обработки период решетки y-Fe оказался значительно увеличенным и находился в пределах 3,63 Á, что связано с растворенным в ней углеродом, порядка 2%, согласно [7], то есть формированием высокоуглеродистого аустенита. С ростом температуры исследуемых образцов количество аустенита в них быстро уменьшается, и при 300оС линии этой фазы полностью исчезают. При этом наблюдается увеличение интенсивности линий a-Fe и цементита (рис. 1). На дифрактограммах образцов № 2 и 3 присутствует очень размытая не идентифицированная линия в области углов 69-70 градусов (d ~ 1,6 Á). Сохраняясь на протяжении всей температурной съемки, она остается и после охлаждения второго образца, а в случае третьего - исчезает.
Рис. 1. Дифрактограммы образца № 5: при Т, оС: 20 (а),200 (б), 300 (в)
Период решетки a-Fe при комнатной температуре равен a = 2,86 Â, что характерно для практически чистого железа. При нагревании образцов этот параметр растет и при 800оС достигает 2,90 Â, что связано как с температурным влиянием на этот рост [7], так и, возможно, с высоким содержанием углерода, оставшегося при переходе высокоуглеродистого аустенита в феррит. Таким образом, после нагрева образцов выше 300оС в обработанном ЭИЛ слое сформировалась в основном феррит-но-цементитная смесь, состоящая из перлита и цементита.
Мартенситного механизма превращения аустенита в данном случае ожидать нельзя, так как известно, что при деформации металла выше 30% мартенситное превращение полностью подавляется [8], а в нашем случае исследование дифрактограмм легированных поверхностей показало значительное уширение всех линий. Анализ уширений линий спектра a-Fe (для образца № 5, например, отношение р2ц/ Рц0=2,25 близко отношению tg 92ц/ tg 9ц0 = 2,42) говорит о том, что размытие линий вызвано преимущественно наличием микронапряжений, и в легированной поверхности образцов преобладают хаотически распределенные дислокации [9], плотность которых порядка 1014 - 1015м-2, что соответствует деформации, превышающей 30% [10].
Нагрев образцов понижает микронапряжения, дифракционные линии сужаются, и интегральная ширина линии a-Fe стремится к значениям эталонного отожженного образца армко-железа -(0,16-0,17)о(29) (рис. 2); плотность дислокаций падает. Выявленные закономерности характерны для всех образцов независимо от режима их обработки. Заключение
Таким образом, результаты исследований показали, что в процессе нагрева графитизирован-ного покрытия на железе происходит заметное перераспределение его фазового состава: увеличивается количество цементита и феррита, при этом уменьшается количество аустенита, который при температуре 300оС полностью исчезает. Такое изменение фазового состава поверхностного слоя, наряду с повышением его пластичности за счёт уменьшения плотности дислокаций способствует улучшению его антифрикционных свойств.
ЛИТЕРАТУРА
1. Гитлевич А.Е., Михайлов В.В., Парканский Н.Я., Ревуцкий В.М. Электроискровое легирование металлических поверхностей. Кишинёв: Штиинца, 1986. 196 с.
2. Полонский Ю.З. О концепции схватывания металлов и её применение к опорам граничного трения // Трение и износ. 1991. Том 12. № 2. С. 258-266.
3. Михайлюк А.И., Гитлевич А.Е., Иванов А.Н. и др. Превращение в поверхностных слоях сплавов железа при электроискровом легировании графитом // Электронная обработка материалов. 1986. № 4. С. 23-27.
4. Гуляев А.П. Металловедение. М.: Металлургия, 1986. 542 с.
5. Назаренко П.В., Костецкий Б.И. Зависимость силы внешнего трения от типа и параметров решётки пар трения // Трение, смазка и износ деталей машин. Сб. научных трудов, выпуск IV. Киев, 1964. С. 137-139.
6. Золотых Б.Н., Коробова И.П., Стрытин Э.М. Физические основы электроискровой обработки материалов. М.: Наука, 1966.
7. Миркин Л.И. Рентгено-структурный контроль машиностроительных материалов. Справочник. М.: Машиностроение, 1979. С. 136.
8. Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. Превращения в железе и стали. М.: Наука, 1977. С. 238.
9. Уманский Я.С., Скаков ,Ю.А., Иванов А.Н., Расторгуев Л.М. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. М.: Металлургия, 1982. С. 632.
10. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Данилов В.П. и др. Структурные уровни пластической деформации и разрушения. Новосибирск: Наука, Сибирское отделение, 1990. С. 254.
Поступила 18.05.10
Summary
The results of investigation of the surface structure-phase transformation of the iron specimens subjected carbonization by the electrosparking method and heating in the temperature range 20-800oC are given. It is sound that after electrosparking alloying with graphite the surface layer consisting of main austenite and cementite forms with high carbon content in y-Fe. The austenite quantity reduces with heating and at 300oC it fully turns into ferrite-cementite mixture (perlite). The specimens heating reduces the value of microstresses, diffraction lines narrow down coming nearer to the annealed armco-iron values.
