Перспективные направления в повышении износостойкости материалов

Размещено на http://www.allbest.ru/

Перспективные направления в повышении износостойкости материалов

Материалы, применяемые в качестве износостойких, могут быть металлическими и неметаллическими, моно- или композиционными. В зависимости от условий эксплуатации к износостойким материалам предъявляются различные требования: высокая твердость, контактная выносливость, устойчивость к абразивному изнашиванию, сопротивление большим ударным нагрузкам, кавитационной и газовой эрозии. Для подшипников скольжения требуются антифрикционные материалы. В тормозных устройствах применяются фрикционные материалы.

При абразивном, усталостном, окислительном видах изнашивания наибольшей стойкостью, как обычно считают, обладают стали и сплавы с высокой исходной твердостью, имеющие мартенситно-карбидную структуру. Сплавы карбидного класса в виде литых и наплавочных материалов, содержат до 4 % углерода и большое количество (до 35 %) карбидообразующих элементов: Cr, W, Ti. В их структуре может быть до 50 % специальных карбидов. Матрица в этих сплавах преимущественно мартенситная (У25Х38, У30Х23Г2С2Т и др.).

Однако в настоящее время установлено, что при абразивном и ударно-абразивном воздействии в сплавах наряду с мартенситом должен присутствовать аустенит. Чем большей кинетической энергией обладают абразивные частицы, тем больше должно быть в структуре аустенита. Он должен быть метастабильным и в процессе нагружения превращаться в мартенсит деформации. Степень стабильности необходимо оптимизировать применительно к конкретным условиям эксплуатации. Например, в условиях ударно-абразивного изнашивания аустенит должен обладать повышенной стабильностью к ДМП и в процессе нагружения очень постепенно превращаться в мартенсит деформации. В случае абразивного изнашивания - наоборот.

Детали, работающие при значительных ударных нагрузках (зубья ковшей экскаваторов, пики отбойных молотков и др.), изготавливают из сплавов с повышенным содержанием марганца с аустенитно-мартенситной (У37Х7Г7С) или аустенитной матрицей (110Г13Л, У30Г34, У25Х12Г5, У30Х12Г5Ф3). Сталь Гадфильда (110Г13Л) находит наиболее широкое применение в промышленности для деталей, подвергающихся интенсивному ударно-абразивному изнашиванию. После закалки от 1050-1100С в воде фиксируется аустенитная структура и исключается выделение карбидов. Сталь обладает типичными для аустенитных сталей высокими вязкостью и пластичностью. Примерные свойства закаленной стали следующие: _В = 780-980 МПа, _0,2 = 255-390 МПа, = 40-50 %, = 40-50 %, 180-220 НВ. При низкой твердости сталь 110Г13Л обладает необычно высокой износостойкостью при больших сжатиях и динамических нагрузках. Это объясняется повышенной способностью к наклепу, значительно большей, чем у обычных сталей с такой же твердостью. Сталь 110Г13Л имеет аустенит с низкой ЭДУ; легко образуются препятствия на пути движущихся дислокаций (сидячие дислокации типа Ломера-Коттрелла). В результате динамического воздействия происходит выделение дисперсных карбидов (динамическое старение), которые также являются дополнительным препятствием на пути движения дислокаций. Высокое упрочнение стали Гадфильда при пластической деформации осуществляется преимущественно путем механического двойникования аустенита. С одной стороны, двойники являются эффективными барьерами на пути движения дислокаций и поэтому упрочняют сталь. С другой стороны, двойники приводят к релаксации внутренних напряжений, предотвращая локализацию пластической деформации и образование трещин.

Недостатками стали 110Г13Л являются низкий предел текучести, плохая обрабатываемость резанием, вследствие низкой теплопроводности и сильной наклепываемости аустенита, возможность изготовления ограниченного круга деталей, высокое содержание марганца, что ухудшает экологию при выплавке. В условиях преобладания абразивного изнашивания, когда преобладает механизм микрорезания поверхностных слоев абразивными частицами, эта сталь не имеет преимуществ даже перед углеродистыми сталями.

В этом случае значительно более высоким сопротивлением изнашиванию обладают стали с метастабильным аустенитом (110Г8Л, 120Г8ФТЛ, 60Х5Г10Л, 130Г7ТЛ - разработаны кафедрой материаловедения). После закалки от 1050-1100 С эти стали характеризуются более низкими пластическими свойствами и ударной вязкостью, чем 110Г13Л. Для их повышения проводят отпуск при 550 С, в результате которого происходит распад аустенита с образованием ферритокарбидной смеси, а затем осуществляют закалку от 950-1000С. Это вызывает перекристаллизацию и, соответственно, измельчение зерна. Важным фактором повышения износостойкости, в частности при абразивном изнашивании, является получение в структуре наряду с метастабильным аустенитом твердых фаз - карбидов, нитридов, боридов. Последнее достигается введением в стали с пониженным содержанием марганца Cr, V, Ti, N, B. При малых напряжениях в поверхностных слоях этих сталей образуется мартенсит деформации (реализуется принцип самозакалки при нагружении). Износостойкость данных сталей в 2-2,5 раза превышает износостойкость стали Гадфильда.

Синтетические алмазы и нитрид бора

Наиболее высокую твердость и теплостойкость из всех известных инструментальных материалов имеют сверхтвердые материалы, микротвердость которых превышает 50000 МПа (5000 HV). К ним относятся алмазы и кубическая модификация нитрида бора.

Алмаз - кубическая модификация углерода, в которой атомы соединены ковалентными связями (рис. 1). Алмаз считается самым твердым веществом, известным науке; его твердость составляет 100000-150000 МПа (10000-15000 HV), теплостойкость - 850 ^оС. В качестве инструмента используют как природные, так и синтетические алмазы.

Синтетические алмазы изготавливаются в виде порошков и плотных поликристаллических образований, которые используются в производстве абразивного инструмента и абразивных паст.

Порошки синтетических и природных алмазов спекают, получая мелкозернистые цилиндры диаметром 3,0-4,5 мм и высотой до 4 мм, которые применяют для буровых коронок, долот, пил, режущего инструмента, используемого при обработке цветных металлов и сплавов, пластмасс, стеклопластиков.

Марками синтетических материалов на основе алмазов являются «баллас», «карбонадо», СВСП, СКМ, «дисмит». Из них изготавливают резцы, волоки, выглаживатели и проч.

Недостатком синтетических алмазов является их высокая химическая активность к металлам, что усиливает адгезию (слипание с обрабатывающей поверхностью) и затрудняет резание. Этого недостатка лишен кубический нитрид бора. По твердости он уступает алмазу, однако имеет более высокую теплостойкость (1200 ^оС) и меньшую адгезионную и химическую активность к обрабатываемым материалам на основе железа, никеля и кобальта. Из кубического нитрида бора изготавливают абразивный инструмент в виде пластин и цилиндрических вставок массой от 0,5 до нескольких карат. Его торговыми марками являются «эльбор», «кубонит», «боразон», «гексанит-Р», «исмит», «ПНТБ», «композит» и др.

Имеются данные, что при обработке закаленных сталей и чугунов с твердостью свыше 40 HRC стойкость инструмента из нитрида бора в 10-20 раз выше стойкости твердосплавного инструмента. Как следует из табл. 3.2, алмаз и кубический нитрид бора в десятки раз превосходят твердые сплавы по абразивной износостойкости при трении о прослойку карбида бора, что указывает на их очень высокую износостойкость, недостижимую для любых других металлических или неметаллических материалов.

К композиционным сверхтвердым материалам относится «славутич», не уступающий природным алмазам по износостойкости, но значительно превышающий их по прочности. Изготовляют его в виде цилиндров и пластин различных размеров (до 25 мм). Применяют «славутич» для буровых долот, кругов (в виде карандашей, брусков, роликов и т.п.).

Металлокерамические твердые сплавы

В металлообработке широко используется такой вид инструментальных материалов, как твердые сплавы. К ним относят композиционные гетерогенные материалы, производимые путем спекания из порошков. Структура твердых сплавов состоит из зерен тугоплавких твердых соединений (карбидов, нитридов, боридов), связанных между собой матрицей из пластичного металла (кобальта, никеля, железа, или их сплавов).

В качестве твердой фазы в твердых сплавах чаще всего используют карбиды вольфрама, титана, тантала, хрома. Технологией изготовления твердых сплавов является порошковая металлургия. Изделия из твердых сплавов получают путем смешивания порошков твердой фазы и связки (матрицы), их прессованием и спеканием при температурах ниже температуры плавления твердых соединений. Во время спекания матричная фаза оплавляется и обеспечивает плотное соединение с частицами твердых фаз. При оплавлении некоторая доля твердой (тугоплавкой) фазы растворяется в матричной фазе.

Наноструктурные металлокерамические материалы. В последние годы разработаны нанокомпозитные металлокерамические материалы, в частности, на основе WC/Co и TiC/Fe, которые значительно превосходят по комплексу свойств (износостойкости, прочности, ударной вязкости) обычные спеченные материалы. Рост эксплуатационных характеристик нанокомпозитных материалов связан с образованием при спекании специфических непрерывных нитевидных структур, формирующихся в результате трехмерных контактов между наночастицами разных фаз. Разработка и внедрение в промышленное производство технологии создания нанокомпозитных металлокерамических материалов является очень перспективным направлением в повышении долговечности режущего инструмента.

Карбидостали

Карбидостали - особый вид инструментальных и конструкционных материалов, получаемых методами порошковой металлургии. Они состоят из легированной стальной матрицы и карбидов с массовой долей от 20 до 70 % (рис. 3.4). В качестве карбидной составляющей чаще всего применяют карбид титана. Матрица из легированной стали выполняет роль связки с равномерно распределенными в ней карбидами. Карбидостали сочетают твердость и износостойкость карбида титана с хорошими механическими и технологическими свойствами стали.

Применение карбидосталей известно с 1953 г., когда их производство было налажено в США, а позже - в Германии и СССР.

Приготовление порошковой смеси состоит в смешивании порошка ТiC с порошком стали-связки заданного состава, либо со смесью порошка железа и порошками легирующих компонентов. В качестве металла-связки обычно используются легированные инструментальные стали марок X12М, Х4Н2МВ, Х6ВЗМ, 5Х6ВМ2, Р6М5, Р6М5К5 и др.

При производстве карбидосталей наиболее часто применяются следующие технологии: а) прессование смеси порошков исходных материалов в брикеты с последующим спеканием полученных прессовок; б) пропитка пористого спеченного карбидного каркаса стальным расплавом.

Карбидостали после закалки и отпуска обладают высокой твердостью и износостойкостью. По комплексу свойств они занимают промежуточное положение между твердыми сплавами и быстрорежущими сталями.

Карбидостали обладают высокой твердостью при нагреве, сравнительно низким коэффициентом трения, устойчивостью против адгезии при обработке материалов, незначительным изменением размеров при термической обработке. Карбидостали легче инструментальных сталей на 12 %, твердых сплавов - на 50 %.

Кроме режущего инструмента карбидостали используются для изготовления деталей, подвергающихся интенсивному износу в условиях сухого трения и агрессивных сред: втулок, валиков, подшипников, зубчатых колес, кулачков, а также деталей, работающих в условиях гидроабразивного износа, при повышенных температурах и в коррозионных средах. В качестве матрицы могут использоваться инструментальные, конструкционные, нержавеющие и другие стали, что определяется назначением карбидосталей.

Металлоподобные и бескислородные соединения

Высокой твердостью и износостойкостью обладают металлоподобные карбиды переходных металлов с незаполненными d-электронными оболочками. Они представляют собой фазы внедрения или близкие к ним структуры, в которых атомы углерода занимают октаэдрические или тетраэдрические пустоты плотноупакованных металлических подрешеток.

Карбиды применяют для обработки металлов как в виде шлифовальных порошков, так в виде изделий, изготавливаемых методами порошковой металлургии (прессование с последующим спеканием или горячим прессованием).

Карбиды широко используют в качестве основного компонента твердых сплавов, наплавочных материалов, поверхностных покрытий (наносимых газофазным, детонационным и другими методами). Карбиды служат в качестве упрочняющей фазы легированных сталей и поверхностных слоев, образующихся при цементации, нитроцементации, карбонитрации и т.д. Упрочняющая карбидная фаза образуется так же при диффузионном насыщении углеродистых сталей активными карбидообразующими элементами (например, хромом), а так же при контактном эвтектическом плавлении с углеродом (графитом) сталей и никелевых сплавов, содержащих карбидообразующие легирующие элементы.

Высоким сопротивлением абразивному изнашиванию обладают металлоподобные нитриды переходных металлов с незаполненными d- и f-оболочками. Металлоподобные нитриды представляют собой фазы внедрения с кубической и гексагональной структурами. Пластичность их выше, чем других тугоплавких соединений (карбидов, боридов, силицидов).

Характерным для металлоподобных нитридов является широкая область гомогенности. Применяется в виде упрочнителей пластичной металлической матрицы в композиционных материалах, а так же в виде покрытий, наносимых газофазными и вакуумными ионно-плазменными методами. Твердость нитридных покрытий, получаемых этими способами, существенно превышает твердость компактных материалов.

Высокой твердостью и износостойкостью обладают бориды переходных металлов IV-VI групп периодической системы элементов и редкоземельных металлов. Если строение низших боридов (обогащенных металлом) определяется подрешеткой металла, то в высших боридах (обогащенных бором) структура определяется атомами бора, образующими жесткую подрешетку с ковалентными связями «бор-бор».

Образование взаимных твердых растворов боридов приводит к повышению свойств по сравнению с исходными боридами. Например, двойной борид титана и хрома (твердый раствор TiB₂ и CrB₂) имеет более высокие свойства (твердость, износостойкость, жаростойкость) по сравнению с одинарными боридами.

По мере повышения соотношения «бор-металл» в бориде снижается удельное электрическое сопротивление и коэффициент термического расширения, растет температура плавления, микротвердость и другие металлические характеристики. Это говорит о повышении прочности межатомных связей в кристаллической решетке при переходе от низших боридов к высшим.

Бориды используются при изготовлении сопл установок распыления жидких металлов, лодочек и тиглей для химического анализа. Бориды применяют как защитные покрытия на тугоплавких металлах (титане, цирконии, ниобии, хроме), а так же как высокоизносостойкие покрытия и наплавки на сталях и чугунах (бориды титана, хрома и их сплавы).

К металлоподобным соединениям относятся также силициды переходных металлов IV-VI групп (Ti, Zr, V, Nb, Mo, Cr, W). Они используются в авиастроении, атомной, космической технике в качестве защитных жаропрочные и жаростойких покрытий.

В технике (и триботехнике, в частности) достаточно широко используется карбид кремния SiC (карборунд), представляющее собой неметаллическое бескислородное соединение кремния с углеродом.

Карбид кремния существует в двух кристаллографических модификациях: с гексагональной кристаллической решеткой (б-SiC) и с кубической решеткой типа алмаза (в-SiC). Карбид кремния характеризуется высокой твердостью, теплопроводностью, огнеупорностью, специфическими электрическими и полупроводниковыми свойствами.

Карбид кремния обладает высокой химической стойкостью, он растворяется только в смеси азотной и плавиковой кислот, а так же в фосфорной кислоте при температуре 230 ^оС. В случае нагрева в воздушной среде на поверхности карбида кремния возникает тонкий слой оксида SiO₂, защищающего от дальнейшего окисления.

Изделия из поликристаллического карбида кремния изготавливаются методами керамической или порошковой технологий в виде пористых и беспористых материалов. В пористых материалах зерна карбида кремния «сцементированы» кремнеземистыми, глиноземистыми и нитрид-кремниевыми связками. Беспористые материалы, которые получают методами горячего прессования или реакционного спекания, отличаются от пористых более высокими механическими свойствами, тепло- и электропроводностью, химической стойкостью. Из пористых поликристаллических SiC-содержащих материалов производят абразивный инструмент (для обработки твердосплавного инструмента), огнеупорные изделия, детали электротехнического назначения. Беспористые SiC-содержащие материалы применяют в качестве огнеупоров, высокотемпературных нагревателей («силитовые» и «глобаровые» стержни), для изготовления деталей, подвергающихся интенсивному коррозионному и абразивному изнашиванию.

Кроме порошковых SiC-содержащих материалов, в технике применяется монолитный поликристаллический карбид кремния (МПК). МПК используется для изготовления деталей, подвергающихся интенсивному абразивному и газоабразивному изнашиванию. Технологический процесс изготовления деталей из МПК состоит в подготовке формовочной массы, формовке, сушке, загрузке в печь, силицировании, выгрузке готовых деталей и контроле качества. Формовочная масса состоит из: зерен карбида кремния (75-85 %), кокса и сажи (15-25 %), а также 8-15 % связующего (жидкий бакелит или сульфидно-спиртовая смесь). После формовки детали сушат на воздухе 6-8 ч, затем 8 ч при температуре 180-200 ^оС. После этого проводят силицирование - реакционное спекание в среде расплавленного и газообразного кремния: отформованные заготовки помещают в тигли, засыпают зернистым кристаллическим кремнием и спекают в среде азота под давлением 200 Па при 1900 ^оС. При силицировании (спекании) в деталях образуются вторичные карбиды кремния за счет реакции взаимодействия углерода с жидким и газообразным кремнием. Преимуществом изделий из поликристаллического карбида кремния является высокая твердость, износо- и коррозионная стойкость, недостатками - высокая хрупкость и низкая ударная прочность.

К неметаллическим бескислородным соединениям относятся также неметаллические нитриды. Они отличаются высокой износостойкостью (кроме гексагонального BN), химической стойкостью в агрессивных средах, огнеупорностью, устойчивостью к растрескиванию при быстрых теплосменах. Неметаллические нитриды применяются для футеровки металлургических устройств, сопл для распыления расплавленных металлов, тиглей для получения чистых металлов, а так же для изготовления элементов конструкций в газотурбостроении, энергетике, космической технике. В качестве инструментальных материалов широкое распространение получили кубический и вюрцитоподобный («гексанит» или «исмит») нитрид бора, а также нитрид кремния. Значительное улучшение свойств нитрида кремния достигается введением оксидов алюминия, магния, иттрия, углерода, карбидов, нитридов. Высокими свойствами обладает композиционные материалы «Si₃N₄-Al₂O₃» под названием «сиалон» и «Si₃N₄-Al₂O₃-TiC» под названием «сиалинит».

Неметаллическое бескислородное соединение - карбид бора B₄C - имеет высокие твердость (HV 37,8 ГПа) и модуль упругости (483,4 ГПа), что предопределило его использование в качестве абразивного материала для шлифовки металлических поверхностей, деталей точных приборов, газодинамических подшипников гироскопических приборов и т.д.

Керамика, ситаллы, абразивные композиции

Высокой твердостью и износостойкостью обладают керамические материалы, к которым относятся тугоплавкие оксиды (алюминия, бериллия, циркония, хрома и др.). Из них наибольшее распространение в качестве твердого износостойкого материала получил оксид алюминия (корунд - Al₂O₃). Устойчивая модификация б-Al₂O₃ встречается в природе в виде простых (обыкновенный корунд, наждак и др.) и полудрагоценных (рубин, сапфир и др.) разновидностей. Цвет корунда зависит от содержания других оксидов. Чистый оксид алюминия, имеющий гексагональную решетку, характеризуется высокой твердостью (HV 20000 МПа, номер 9 по шкале Мосса), его модуль Юнга составляет 3,5Ч10⁵ МПа, удельный вес - 3,95-4,02 т/м³, температура плавления - 2050 ^оС. Основным сырьем для получения чистого оксида алюминия являются бокситы, содержащие 50-100 % Al₂O₃.

Каменное литье. Каменным литьем называют отливки, получаемые при кристаллизации стеклокристаллических материалов - ситаллов. Ситаллы представляют собой минеральные поликристаллические материалы, которые получают за счет регулируемой кристаллизации стекол. Ситаллы состоят как из кристаллов размером менее 1 мкм, так и из стекловидной фазы.

К преимуществам ситаллов относят высокую твердость (1000 НV), износостойкость, устойчивость к коррозии. Высокую износостойкость имеют петроситаллы (на основе габро-норита, базальта и других горных пород), пироксеновые ситаллы (CaO-MgO-Al₂O₃-SiО₂) и шлакоситаллы, получаемые из металлургических и топливных шлаков. Для производства литья в металлические формы оптимальным является следующий состав: 45-47 % SiО₂, 12-15 % Al₂O₃, 7-10 % MgO, 8-10 % CaO, 6-8 % FeO, 4-6 % Fe₂O₃, 2-3 % Na₂O. Ситаллы используют в качестве отливок пар трения в химическом оборудовании, футеровок мельниц и мелющих тел, фильер, точных калибров и других деталей, которые работают в условиях абразивного изнашивания и коррозионного воздействия.

Недостатками ситаллов являются высокая хрупкость, низкая термическая стойкость, невозможность обработки, значительная усадка, что затрудняет получение крупногабаритных отливок.

Абразивные композиции. Представляют собой композиты, полученные смешиванием зерен электрокорунда (Al₂O₃) и (или) карборунда (SiС) с пластической массой - пульвербакелитом, эпоксидными смолами. Масса связующего составляет 7-13 % от массы абразива. Из приготовленной смеси формуют изделия, которые полимеризуются (застывают) в течение 9-36 ч при 185 ^оС. После полимеризации детали пропитывают жидким бакелитом и повторно полимеризуют в том же режиме. Изделия из абразивных композиций широко используют на горно-обогатительных предприятиях. Они обладают высокой абразивной износостойкостью и малым удельным весом.

Износостойкие стали и чугуны

Повышение долговечности деталей машин и инструмента, работающих в условиях абразивного и ударно-абразивного изнашивания, - одна из актуальнейших современных задач. Во многих случаях она решается за счет применения высоколегированных сталей и чугунов, содержащих дорогие элементы (Ni, Mo, W, Cu и др.). Альтернативным направлением является получение в сталях и чугунах метастабильного аустенита и реализация эффекта самозакалки при нагружении, позволяющего им адаптироваться к условиям внешнего воздействия и иметь высокие служебные свойства. Указанный принцип был реализован в сплавах, имеющих более низкое содержание марганца (4-10 %), чем в 110Г13Л. Ее преимущество в износостойкости по сравнению со сталями других структурных классов обнаруживается лишь в условиях больших динамических или статических нагрузок, обеспечивающих сильный наклеп аустенита, двойникование и динамическое старение. При абразивном воздействии и сравнительно небольших нагрузках применение стали 110Г13Л не оправдано, что делает необходимым разработку и внедрение в производство более эффективных для данных условий эксплуатации материалов. Одна из первых внедренных в промышленность сталей с более низким содержанием марганца имела следующий состав: 1,0 % С; 6,0 % Mn; 1,0 % Мо. Она значительно превосходила по эксплуатационной стойкости 110Г13Л. Вначале 80-х г. в ПГТУ разработаны стали, содержащие 0,7-1,5 % С; 5,4-10,0 % Mn; 0,2-2,2 % Si; 0,5-3,5 % V; 0,01-0,06 % N; 0,01-0,06 % Ce. Их особенностью являлось получение армированного карбонитридами ванадия метастабильного аустенита. Термообработкой, включающей закалку и отпуск, в этих сталях можно в широких пределах изменять твердость от HRC 20-23 до HRC 50-52. В УПИ разработаны стали следующего состава: 0,8-1,0 % С; 4-7 % Mn; 2-5 % Cr. Анализ литературных и патентных данных показывает, что в последние два десятилетия разработано большое количество износостойких марганцевых сталей, комплексно легированных различными элементами. Однако еще мало изучено влияние химического состава этих сталей и режимов термообработки на количество и стабильность в них аустенита в связи с их износостойкостью при различных условиях изнашивания. Для установления основных закономерностей исследованы стали, содержащие 1,18-1,22 % С, а в качестве легирующего элемента только марганец, количество которого изменялось от 3,8 до 8,2 % (120Г4Л, 120Г6Л, 120Г8Л). Их закалка проводилась с температур 850, 950 и 1050 ^оС. Фазовый состав этих сталей приведен в табл. 1.

Таблица 1. Влияние содержания марганца и температуры нагрева под закалку на фазовый состав исследованных сталей

Чем выше в рассматриваемых сталях концентрация марганца, тем больше при одной и той же температуре нагрева под закалку в структуре аустенита. После закалки с 1050 ^оС во всех сталях получена полностью аустенитная структура. Повышение температуры нагрева под закалку с 850 до 1050 ^оС снижает твердость. Её наиболее высокий уровень сохраняется в стали с наименьшим содержанием марганца. Так после закалки с 850 ^оС твердость сталей 120Г4Л, 120Г6Л, 120Г8Л составляет, соответственно, 450, 330 и 280 НВ, а с 1050 ^оС - 268, 235 и 220 НВ. Определение абразивной износостойкости проводилось на установке типа Бринелля-Хауорта. Абразивом служил кварцевый песок с размером частиц ~ 0,8 мм. Коэффициент динамичности, определенный отношением твердости стали 110Г13Л после изнашивания к ее твердости до него, близок к 1 (Кд =1,1). За эталон принята износостойкость 110Г13Л после закалки с 1100 ^оС. Полученные данные свидетельствуют о том, что сопротивление изнашиванию определяется не исходной после закалки твердостью, как обычно принято считать, а приростом мартенсита деформации на изнашиваемой поверхности (табл. 7.2). Износостойкость стали 120Г4Л возрастает по мере повышения температуры нагрева под закалку с 850 до 950 ^оС, а затем несколько снижается после закалки с 1050 ^оС. Данные рентгеновского анализа и результаты испытаний показывают, что наибольшему приросту мартенсита деформации соответствует максимальная износостойкость на изнашиваемой поверхности под воздействием абразивных частиц. Закалка с 1050 ^оС стабилизирует аустенит по отношению к деформационному мартенситному превращению за счет более полного растворения карбидов и, соответственно, снижает прирост мартенсита и абразивную износостойкость. У сталей 120Г6Л и 120Г8Л с повышением температуры нагрева под закалку с 850 до 1050 ^оС также абразивная износостойкость снижается. В исследованных сталях такая же закономерность наблюдается после закалки с 1050 ^оС по мере увеличения концентрации марганца. Её наиболее высокий уровень в 120Г4Л и наименьший - в 120Г8Л, что обусловлено стабилизацией аустенита под влиянием марганца и снижением прироста мартенсита деформации. Наиболее высокая абразивная износостойкость достигается при получении структуры метастабильного аустенита, способного интенсивно превращаться в мартенсит деформации, прирост которого должен составлять 40 %. Установлено, что низкий отпуск стабилизирует аустенит, снижает абразивную износостойкость, а высокий, дестабилизирующий его, - её увеличивает. Сталь 120Г8Л после закалки с 1050 ^оС, отпуска при 300 ^оС 1 ч и 650 ^оС 1 ч имеет, соответственно, _И = 1,3; 1,2; 1,5. Следует подчеркнуть, что самая низкая износостойкость у этой стали после отпуска при 550 ^оС 2 ч, разлагающего практически полностью аустенит на ферритокарбидную смесь, несмотря на получение высокой твердости до HRC 52. Этот результат обусловлен невозможностью протекания мартенситного превращения при абразивном воздействии.

Таблица 2. Влияние температуры нагрева под закалку на прирост мартенсита деформации () и относительную абразивную износостойкость (_И) исследованных сталей с различным содержанием марганца

Ударно-абразивное изнашивание проводили на установке, предусматривающей соударение вращающихся образцов с чугунной дробью размером 1-2 мм, падающей под собственным весом. Образцы крепились на диске, приводимом во вращение двигателем со скоростью вращения вала 1350 об/мин. Коэффициент динамичности составлял 2,5. Эталоном служила сталь 110Г13Л. Зависимость износостойкости при этих испытаниях от содержания марганца и температуры нагрева под закалку иная, чем при абразивном воздействии. Чем выше содержание марганца и температура аустенизации, тем стабильнее аустенит по отношению к деформационному мартенситному превращению и больше ударно-абразивная износостойкость. После закалки с 1050 ^оС исследованные стали по ее возрастанию располагаются следующим образом: 120Г4Л (_И = 0,4), 120Г6Л (_И = 0,7), 120Г8Л (_И = 0,9). Невысокое сопротивление разрушению при малой стабильности аустенита и большом количестве образующегося под влиянием динамических нагрузок мартенсита деформации обусловлено его большой хрупкостью. Низкий и высокий отпуск, проведенные после закалки, оказывают противоположное влияние на ударно-абразивную износостойкость (Кд = 2,5) по сравнению с их влиянием на сопротивление абразивному воздействию (Кд = 1,1). Низкий отпуск, повышающий стабильность аустенита, увеличивает сопротивление разрушению, а высокий, дестабилизирующий аустенит, снижает его. В 120Г8Л после закалки с 1050 ^оС, отпуска при 300 ^оС 1 ч и 650 ^оС 1 ч ударно-абразивная износостойкость составляет, соответственно, _И = 0,9; 1,0 и 0,7. Характер изменения механических свойств под влиянием увеличения содержания марганца, повышения температуры аустенитизации при закалке и отпуска аналогичен ударно-абразивной износостойкости. Чем больше в стали марганца, выше температура нагрева под закалку, тем выше уровень механических свойств. Это обусловлено более постепенным развитием деформационного мартенситного превращения. В литературе приводятся данные о влиянии ванадия, количество которого изменялось от 0,5 до 2 %, на износостойкость сталей, содержащих 6-10 % Mn. Показано, что при близком содержании углерода и марганца увеличение концентрации ванадия в рассматриваемых пределах повышает абразивную износостойкость. Это обусловлено увеличением в структуре количества карбидов и возрастанием доли мартенсита деформации на изнашиваемой поверхности (табл. 3).

Самой высокой абразивной износостойкости соответствует наибольший прирост мартенсита деформации. Чем выше содержание марганца в рассматриваемых сталях, тем больше стабильность аустенита после закалки с одной и той же температуры и ниже абразивная износостойкость.

Учитывая дороговизну ванадия, в ряде случаев целесообразно снизить стабильность аустенита за счет уменьшения содержания марганца или проведения соответствующей термообработки, которую следует назначать с учетом химического состава.

Таблица 3. Влияние прироста на абразивную износостойкость исследованных сталей (закалка с 1100 ^оС, эталон 110Г13Л)

При изучении влияния температуры нагрева под закалку на абразивную износостойкость сталей 130Г4Ф, 150Г4Ф3 и 130Г6Ф установлено, что для первой оптимальной - является 1000 ^оС (_И = 2,5), для второй - 1100 ^оС (_И = 3,0), а для третьей - 900 ^оС (_И = 2,2). Наиболее низкая износостойкость у рассматриваемых сталей в том случае, когда после термообработки они имеют преимущественно мартенситно-карбидную структуру. Повышение их износостойкости наблюдается по мере увеличения количества аустенита в структуре после закалки и прироста мартенсита деформации на изнашиваемой поверхности. Изучалась абразивная износостойкость сталей 130Г6ФЛ, 130Г8ФЛ и 130Г10ФЛ в условиях воздействия дроби ( ~ 1 мм), подаваемой сжатым воздухом под давлением 5 атм. При этом угол атаки образцов составлял 15 и 90^о. За эталон принята 110Г13Л. Все стали были закалены с 1100 ^оС в воде и имели структуру метастабильного аустенита с небольшим количеством карбидов. Установлено, что при малом угле атаки, когда дробь производит преимущественно абразивное воздействие, наибольшую износостойкость имеет сталь с 6 % Mn, а наименьшую - с 10 % (130Г6ФЛ - _И = 1,6; 130Г8ФЛ - _И = 1,3; 130Г10ФЛ - _И = 1,1). Малая стабильность аустенита, обеспечивающая возможность образования мартенсита при сравнительно небольших деформациях, позволяет наиболее эффективно повысить сопротивление сталей абразивному износу. По мере увеличения концентрации марганца и стабильности аустенита количество мартенсита деформации становится все меньше, что и определяет снижение износостойкости. Напротив, при испытаниях, когда реализуется сильное ударное воздействие дроби (угол атаки 90^о), исследованные стали в зависимости от содержания в них марганца и, соответственно, стабильности аустенита располагаются по износостойкости в ином, чем в предыдущем случае, порядке. Наибольший ее уровень имеет 130Г10ФЛ с повышенной стабильностью аустенита (_И = 1,1), а наименьший - 130Г6ФЛ (_И = 0,6) со значительно меньшей стабильностью. Из этого следует, что для различных условий изнашивания необходимо за счет изменения состава получать требуемую стабильность аустенита. характеристики и ударную вязкость.

Несомненный интерес представляет сталь 110Г9ХНАФТЛ, разработанная ПГТУ совместно с Ленинградским металлическим заводом. Она может применяться в отливках сечением до 150 мм. Образцы, вырезанные из центральной части, имели ударную вязкость при 20 ^оС и 40 ^оС, соответственно, KCU = 0,83 и KCU⁴⁰ = 0,60 МДж/м². В слое, удаленном от поверхности на 15 мм, значения ударной вязкости существенно выше: KCU = 1,25 и KCU⁴⁰ = 0,79 МДж/м². Это обусловлено более высокой скоростью охлаждения поверхности по сравнению с центральной частью отливки, в которой происходит выделение карбидов по границам зерен. Определение износостойкости под влиянием дробеструйного воздействия под углом атаки 45^о свидетельствует о том, что в образцах, вырезанных из поверхностного слоя, она ниже ( = 1,28), чем из сердцевины ( = 1,8). Это также объясняется более высокой стабильностью аустенита по отношению к образованию мартенсита деформации в поверхностном слое.

Важно подчеркнуть, что в сталях, содержащих 4-10 % Mn, можно получать в структуре различное соотношение мартенсита, аустенита, карбидов и использовать их в условиях абразивного воздействия. Высокая абразивная износостойкость достигается закалкой с 750-850 ^оС после предварительного получения ферритокарбидной смеси в результате высокого отпуска. При этом обеспечивается структура метастабильного аустенита, армированного частицами твердых фаз, интенсивно превращающегося в мартенсит деформации. Факторы, обеспечивающие стабилизацию аустенита (повышение температуры нагрева под закалку, низкий отпуск и др.), должны использоваться для повышения износостойкости при высокой интенсивности ударно-абразивного воздействия. Разработанные с использованием указанных положений стали и режимы их термической обработки могут быть широко применены для рабочих органов дробильного оборудования и других быстроизнашивающихся деталей. Стали, содержащие 1,1-1,3 % С, 6,5-10,0 % Mn, дополнительно легированные сильными карбидообразующими элементами, внедрены на комбинатах: Макеевском им. С.М. Кирова, ММК им. Ильича и МК «Азовсталь».

Перспективным направлением является разработка цементуемых низкоуглеродистых марганцевых сталей, имеющих преимущества перед 110Г13Л в уровне механических свойств и обрабатываемости резанием. Абразивная и ударно-абразивная износостойкость после цементации и последующей термообработки изучалась на сталях 8Г4АТФ, 08Г7АФ и 08Г10Х2АФ. Определение абразивной износостойкости исследованных сталей после цементации и закалки с 900 ^оС показывает, что наиболее высоким сопротивлением изнашиванию обладает 08Г7АФ (рис. 1), в которой аустенит в поверхностном слое интенсивно превращается в мартенсит деформации по сравнению с 08Г4АТФ и 08Г10Х2АФ (табл. 6). Кроме того, присутствуют не растворившиеся карбиды, увеличивающие сопротивление износу. Структура стали 08Г4АТФ преимущественно мартенситная (20 % остаточного аустенита), а 08Г10Х2АФ - аустенитная. Однако прирост мартенсита деформации на изнашиваемой поверхности у нее существенно меньше, чем у 08Г7АФ.

Размещено на http://www.allbest.ru/

1 - закалка с 900 ^оС; 2 - закалка с 900 ^оС + отпуск 250 ^оС 1 ч; 3 - закалка с 900 ^оС + отпуск 650 ^оС 1 ч; 4 - закалка с 1000 ^оС; 5 - закалка с 1100 ^оС

Рисунок 1. Влияние температуры нагрева под закалку и отпуска 250 и 650 ^оС после закалки с 900 ^оС на абразивную износостойкость сталей 08Г4АТФ, 08Г7АФ, 08Г10Х2АФ

При повышении температуры нагрева под закалку с 900 до 1000 ^оС возрастает количество аустенита в поверхностном слое стали 08Г4АТФ и прирост мартенсита деформации при изнашивании (до 42 %), что увеличивает ее абразивную износостойкость. Напротив, после закалки с 1000 ^оС сталей 08Г7АФ и 08Г10Х2АФ их сопротивление изнашиванию снижается по сравнению с таковым после закалки с 900 ^оС (рис. 1). Это является следствием повышения стабильности аустенита по отношению к превращению (табл. 4). Закалка от 1100 ^оС во всех исследованных сталях снижает абразивную износостойкость по сравнению с уровнем, полученным после закалки с 1000 ^оС, в связи с более полным растворением карбонитридов и увеличением стабильности аустенита в еще большей степени. Влияние низкого и высокого отпусков на абразивную износостойкость рассматриваемых сталей приведено после закалки с 900 ^оС (рис. 1). Отпуск при 250 ^оС 1 ч снижает абразивную износостойкость. В стали 08Г4АТФ это обусловлено частичным распадом мартенсита и снижением его твердости, а в 08Г7АФ и 08Г10Х2АФ - увеличением стабильности аустенита и уменьшением количества мартенсита деформации на изнашиваемой поверхности. Отпуск (650 ^оС 1 ч) стали с 4 % Mn в еще большей степени, чем низкий, уменьшает ее сопротивление абразивному износу (рис. 1), т.к. приводит к образованию сорбита отпуска. В сталях 08Г7АФ и 08Г10Х2АФ такой отпуск, напротив, увеличивает износостойкость вследствие выделения карбонитридов из аустенита и его дестабилизации. Это интенсифицирует образование мартенсита деформации и возрастание его количества на изнашиваемой поверхности (табл. 5).

Полученные данные свидетельствуют о том, что для обеспечения высокой абразивной износостойкости необходимо получать в поверхностном слое сталей большое количество аустенита, армированного частицами твердой фазы, и обеспечивать образование значительного количества мартенсита деформации (> 45 %) под воздействием абразивных частиц. Важную роль при этом играют содержание углерода в аустените и динамическое старение в процессе изнашивания. Факторы, обусловливающие распад мартенсита в структуре поверхностного слоя, а также увеличивающие стабильность аустенита по отношению к деформационному мартенситному превращению при его повышенном количестве ( 50 %) снижают абразивную износостойкость.

Таблица 4. Влияние температуры нагрева под закалку на количество аустенита в поверхностном слое цементированных сталей 08Г4АТФ, 08Г7АФ, 08Г10Х2АФ и прирост мартенсита деформации на изнашиваемой поверхности при абразивном и ударно-абразивном воздействии

При определении ударно-абразивной износостойкости в случае интенсивного воздействия абразивных частиц обнаруживается иная закономерность. Наиболее низкий ее уровень имеет сталь 08Г4АТФ после закалки с 900 ^оС, когда структура поверхностного слоя является преимущественно мартенситной. Это обусловлено образованием микротрещин в высокоуглеродистом мартенсите и выкрашиванием объемов металла под влиянием динамических нагрузок. Обеспечение преимущественно аустенитной структуры, что достигается закалкой этой стали с 1100 ^оС, несколько повышает сопротивление ударно-абразивному изнашиванию (рис. 2).

Таблица 5. Влияние температуры отпуска (выдержка 1 ч) после закалки с 900 ^оС на количество аустенита в поверхностном слое цементированных марганцевых сталей и количество мартенсита деформации на изнашиваемой поверхности при абразивном и ударно-абразивном воздействии

Аналогичный эффект обнаруживается и в 08Г7АФ. При повышении температуры нагрева под закалку так же, как и в предыдущем случае, ударно-абразивная износостойкость возрастает. Последнее обусловлено увеличением стабильности аустенита по отношению к образованию мартенсита деформации, о чем свидетельствует уменьшение его количества на изнашиваемой поверхности. При малой стабильности аустенита уже при кратковременном ударно-абразивном воздействии в поверхностном слое образуется большое количество мартенсита деформации, и превращение завершается.

Размещено на http://www.allbest.ru/

1 - закалка с 900 ^оС; 2 - закалка с 900 ^оС + отпуск 250 ^оС; 3 - закалка с 900 ^оС + отпуск 650 ^оС; 4 - закалка с 1000 ^оС; 5 - закалка с 1100 ^оС

Рисунок 2. Влияние температуры нагрева под закалку и отпуска при 250 и 650 ^оС 1 ч после закалки с 900 ^оС на ударно-абразивную износостойкость цементированных сталей 08Г4АТФ, 08Г7АФ, 08Г10Х2АФ

Это исключает дальнейшую возможность релаксации микронапряжений за счет фазового превращения, что приводит к образованию микротрещин и разрушению поверхностного слоя. Наиболее высокое сопротивление ударно-абразивному воздействию получено в стали 08Г10Х2АФ в том случае, когда аустенит поверхностного слоя имеет определенную стабильность (количество образовавшегося мартенсита деформации составляет 25 %), что наблюдается после закалки с 1000 ^оС. В этом случае постепенное протекание превращения под влиянием ударно-абразивного воздействия обеспечивает не только упрочнение аустенита, но и протекание релаксации микронапряжений. Повышенная по сравнению с оптимальной степень стабильности аустенита вызывает некоторое снижение ударно-абразивной износостойкости, что обнаруживается в стали 08Г10Х2АФ после закалки с 1100 ^оС (рис. 2).

Отпуск неоднозначно влияет на ударно абразивную износостойкость. Если после закалки в поверхностном слое предварительно цементированных сталей получена преимущественно мартенситная структура, а отпуск приводит к его распаду с образованием ферритокарбидной смеси, то ударно-абразивная износостойкость возрастает (рис. 2). Наиболее высокий ее уровень достигается после высокого отпуска, в результате которого получена структура сорбит отпуска. В том случае, когда структура поверхностного слоя представляет собой преимущественно метастабильный аустенит, интенсивно превращающийся при ударно-абразивном воздействии в мартенсит деформации (08Г7АФ, 08Г10Х2АФ после закалки с 900 ^оС), низкий отпуск, стабилизирующий аустенит, повышает сопротивление ударно-абразивному изнашиванию. Напротив, высокий отпуск, уменьшающий устойчивость аустенита к деформационному мартенситному превращению, снижает ударно-абразивную износостойкость. В работах, в которых изучалось влияние химического состава и режимов термообработки на абразивную и ударно-абразивную износостойкость низкоуглеродистых цементированных марганцевых сталей 08Г(4-16)ТЮ и 06Г(10-24) подтверждены указанные выше закономерности сопротивления изнашиванию.

Аналогичные зависимости влияния количества и стабильности аустенита на абразивную и ударно-абразивную износостойкость обнаружены в хромомарганцевых сталях мартенситного (10Х14Г2), мартенситно-аустенитного (10Х14Г6) и аустенитного (30Х13АГ7) классов, подвергнутых цементации и последующей термообработке. Показано, что в том случае, когда науглероженный поверхностный слой имеет преимущественно мартенситно-карбидную структуру (10Х14Г2), для увеличения абразивной износостойкости закалку следует проводить с повышенных температур ( 1000 ^оС) для растворения части карбидов и, соответственно, увеличения количества метастабильного аустенита (40-50 %) и прироста большого количества мартенсита деформации на изнашиваемой поверхности. Напротив, если после цементации структура поверхностного слоя становится преимущественно аустенитной (10Х14Г6, 30Х13АГ7), температура нагрева под закалку должна быть значительно ниже, чем в предыдущем случае, чтобы исключить полное растворение карбидов и стабилизацию аустенита. Однако с точки зрения повышения ударно-абразивной износостойкости следует иметь преимущественно структуру аустенита повышенной стабильности. Такие же данные получены для сталей 30Х10Г10, 06Х12Г20 и 07Х17АГ16, подвергнутых цементации и последующей термообработке. Подтвержден вывод о необходимости дифференцированного подхода к выбору структуры и стабильности аустенита с учетом условий абразивного и ударно-абразивного воздействия.

Сопротивление абразивному и ударно-абразивному изнашиванию изучалось также на разработанных в ПГТУ экономнолегированных хромомарганцевых чугунах 220Х2Г(2-6). Они подвергались нормализации после аустенитизации в интервале температур от 800 до 1100 ^оС. Повышение содержания марганца от 2 до 6 % в исследованных чугунах увеличивает количество аустенита в структуре после одного и того же режима термообработки. В этом же направлении влияет повышение температуры аустенитизации в выбранном интервале при нормализации. Чем больше марганца в чугуне, тем ниже может быть температура аустенитизации при нормализации, обеспечивающая повышенное количество аустенита Наибольшая абразивная износостойкость чугунов обнаруживается в том случае, когда прирост мартенсита на изнашиваемой поверхности составляет > 40 % (табл. 6). Определенную роль в повышении сопротивления изнашиванию могут играть карбиды в структуре и динамическое старение высокоуглеродистого мартенсита при абразивном воздействии. Для каждого из исследованных чугунов существует оптимальная температура аустенитизаци при нормализации, обеспечивающая наиболее высокую абразивную износостойкость. По сопротивлению абразивному изнашиванию исследованные чугуны после рационального режима нормализации превосходят сталь 110Г13Л, принятую за эталон, но уступают ей по сопротивлению разрушению при ударно-абразивном воздействии большой интенсивности. Чем выше прирост мартенсита деформации и твердости на изнашиваемой поверхности исследованных чугунов, тем это проявляется в большей степени. По мере увеличения содержания марганца и температуры аустенитизации, когда в структуре возрастает количество аустенита и степень его стабильности, ударно-абразивная износостойкость возрастает, особенно это проявляется в чугуне 220Х2Г6 после нормализации от 1100 ^оС.

Приведенные в таблице результаты показывают, что в разных по химическому составу чугунах для повышения сопротивления абразивному и ударно-абразивному изнашиванию в структуре необходимо получать аустенит. Для различных условий нагружения он должен иметь неодинаковую стабильность: низкую при абразивном и повышенную - при ударно-абразивном воздействии. С учетом этого следует за счет режимов термообработки управлять структурой и стабильностью аустенита, оптимизируя их применительно к конкретным условиям. Еще более высокую абразивную износостойкость имеют чугуны (250-400)Х(10-15)Г4С2Ф(0,5-4) с метастабильным аустенитом.

Таблица 6. Влияние температуры нагрева при нормализации на твердость, количество остаточного аустенита и прирост мартенсита деформации на абразивную и ударно-абразивную износостойкость экономнолегированных чугунов

Важную роль в повышении сопротивления абразивному износу играет наряду с матрицей карбидная фаза, Наибольшим сопротивлением разрушению в условиях абразивного воздействия обладают карбиды V, Ti, Nb с наименее достроенной d-электронной оболочкой. Кроме того, легирование ванадием позволяет за счет термообработки реализовать дисперсионное твердение. С учетом этого исследовались Fе-Мn-С-V чугуны. В качестве дополнительного легирующего элемента использовался кремний. Он уменьшает растворимость углерода в аустените и увеличивает количество карбидной фазы, что позволяет уменьшить концентрацию ванадия. Для увеличения карбидной фазы в сплавы вводился также титан. Относительная износостойкость определялась на машине Х4Б. Сплавы на Fе-Мn-С основе при содержании в них 3-5 % ванадия обладают высокой износостойкостью, превышающей таковую у Сормайта-1, принятого за эталон, на 10-15 %. Более высокое содержание ванадия (7 %) приводит к снижению износостойкости. Это обусловлено уменьшением способности аустенита к наклепу из-за понижения в нем концентрации углерода, так как последний связывается в карбиды. Для чугунов важной характеристикой наряду с износостойкостью является малая склонность к образованию трещин. Исследования показали, что это достигается ограничением содержания С = 2 %, Мn = 8 % и Сr = 10 %. При концентрации этих элементов, превышающих указанный уровень, увеличивается количество аустенитно-карбидной эвтектики, располагающейся по границам зерен и вызывающей охрупчивание. С учетом этого предложен состав экономнолегированного чугуна на Fе-Мn-V-С основе с аустенитной метастабильной матрицей и карбидами ванадия (250Х10Г4МС2Ф3). Аналогичный подход реализован В.Н. Кальяновым и А.Н Петренко, разработавшими износостойкий чугун 100Х8Г7Т4С. Из приведенных данных следует необходимость широкого внедрения в производство экономнолегированных износостойких сталей и чугунов с эффектом самозакалки.