автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Структурные изменения и физико-механические свойства инструментальных сталей и твердых покрытий при термическом воздействии и трении

0/1

- . на правах рукописи

СИЗОВА ОЛЬГА ВЛАДИМИРОВНА

СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ С ГАЛЕИ II ТВЕРДЫХ ПОКРЫТИИ ПРИ ТЕРМИЧЕСКОМ ВОЗДЕЙСТВИИ II ТРЕНИИ

05.16.01 - .металловедение и термическая обработка металлов

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора технических наук

Томск-1998

Работа выполнена в Институте физики прочности и материаловедения

СО РАН

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук, профессор Козлов Э.В.

доктор физико-математических наук Афанасьев Н.И. доктор технических наук Батаев А.А.

Ведущая организация: Сибирский государственный индустриальный университет (г. Новокузнецк)

Защита состоится " % Ч" д/мкх-Д х 1998 г. в ^

на заседании

диссертационного совета Д (Й)3.61.01 при ИФПМ СО РАН по адресу: 634021 г. Томск, пр. Академический, 2/1.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФПМ СО РАН.

Автореферат разослан " ЛЛ^и-ОлЛил. 1998 г

Ученый секретарь диссертационного совета профессор __...... ^^ С.Н.Кульков

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность. Основным требованием, предъявляемым к сталям для режущего инструмента и изнашивающихся деталей прессовой и штампо-вой оснастки, является сохранение свойств термически обработанного материала в режущей кромке или тонком поверхностном слое в течение длительного времени. Традиционно для изготовления режущего инструмента и формующей оснастки применяются инструментальные стали, в том числе и быстрорежущие, необходимый уровень износостойкости которых достигается за счет структурных и субструктурных резервов материала. Ориентированная на требуемые свойства система легирования быстрорежущих сталей достаточно сложна и долгое время претерпевала изменения в поисках оптимального состава. Наиболее важными свойствами легированной стали, являются сохранение твердости и теплостойкости при внешнем трении с высокими скоростями и нагрузками.

Вместе с тем характер деградации структуры на поверхности инструмента качественно отличается от такового при объемном деформировании закаленной стали. Это отличие связано с условиями работы инструмента и, прежде всего, с более сложным влиянием температуры и давления. Известно, что процесс резания и шлифования, как и любой процесс трения, характеризуется возникновением в поверхностных слоях периодических разогревов и охлаждений. Температура разогрева режущей кромки инструмента контролируется режимом резания и теплопроводностью обрабатываемого материала. При периодическом изменении температуры на поверхности инструмента происходят необратимые структурные превращения и снижение его износоустойчивости. Еще в исследованиях В.Д.Кузнецова и Б.И.Костецкого показано, что при обработке металлов шлифованием и резанием тончайший поверхностный слой инструмента испытывает нагрев выше точки Асз на диаграмме состояния стали. Для многих инструментальных сталей такие быстрые нагревы и охлаждения кардинально изменяют исходную структуру. Поэтому выявление закономерностей эволюции структуры и изучение особенностей процессов, протекающих на поверхности при механическом и термическом воздействиях, представляет собой актуальную научную задачу, решение которой несомненно имеет важное практическое значение.

Изложенный в диссертации материал в пелом посвящен изучению процессов формирования структуры при нагревах сталей, в том числе и многократных, так как, с одной стороны, высокотемпературный нагрев сопутствует процессам резания и трения, с другой стороны - это основной

процесс любой термической обработки, при реализации которого и формируются требуемые свойства стали. К этому добавим, что повторные закалки часто имеют место в практике термической обработки из-за необходимости исправления брака, связанного с предшествовавшими нагревами и другими причинами. В данной работе основное внимание было уделено изучению структуры и свойств инструментальных сталей, преимущественно быстрорежущей, под воздействием высокотемпературных скоростных однократных и многократных нагревов и охлаждений, а также контактных нагружений. Несмотря на то, что интенсивных температурных воздействий при эксплуатации изделий стараются избегать, используя смазочно-охлаждающие жидкости или воздухообдув оснастки, они возникают как флуктуационные явления, нарушающие стационарный режим работы. Кроме того, изучение структурных превращений в стали в экстремальных условиях позволяет найти обоснованные способы дополнительной защиты поверхности за счет нанесения износостойких покрытий, в том числе и за счет направленного изменения структуры самих покрытии.

Наиболее систематизированные исследования в данной области проведены прежде всего Э.Гудримоном, Ю.А.Геллером, А.П.Гуляевым, М.Л.Бернштейном. Применительно к материалам, работающим в условиях трения и изнашивания, - это реализация структурных превращений, характерных для данных материалов и покрытий, разработка составов и свойств новых инструментальных материалов, способных обеспечить требуемый ресурс работы инструмента и трибосопряжения. При этом были разработаны структурные критерии работоспособности материалов, связанные с влиянием величины зерна, количеством и размером частиц упрочняющей фазы, толщины и плотности покрытия, которые положены в основу технологических процессов термической и химико-термической обработки сталей. Тем не менее, общепринятые представления об универсальности режимов термической обработки для конкретного типа стали не всегда справедливы. Выбор режима следует вести с учетом типа исходной структуры и условий работы конкретного вида инструмента или пары трения. В работе и была поставлена задача разработки новых и модификации существующих технологий термической и химико-термической обработки инструментальных сталей, опираясь на исследования эволюции структуры при внешних воздействиях.

Диссертационная работа выполнялась в соответствии с планом госбюджетных научных исследований по проблеме упрочнения конструкционных и инструментальных сталей, которые были составной частью программы СО РАН по приоритетному направлению "Научные основы конструирования новых материалов и создания перспективных технологий".

Необходимость изучения процессов деформирования, разрушения и изнашивания многофазных инструментальных материалов, подвергнутых термической обработке, обусловлена требованиями совершенствования современных технологий, обеспечивающих повышение надежности и долговечности изделий, что может иметь положительный результат лишь при разработке данных технологий на базе достижений металловедения и физики металлов.

Основной целью данной работы является изучение закономерностей структурных изменений, физико-механических свойств и износостойкости инструментальных сталей и твердых диффузионных покрытий после термической обработки в процессе трения. Поскольку трение отличается многофакторностью и охватить все многообразие явлений, связанных с ним, в одной работе невозможно, то основное внимание было уделено изучению последствий воздействия основных факторов, неизбежных в этой ситуации - температуры и пластической деформации. Исследования проведены, главным образом, на инструментальных сталях, традиционно применяемых в машиностроении для изготовления инструмента и оснастки. Данные стали, в частности быстрорежущая сталь Р6М5, интересны еще и тем, что они могут служить модельными при направленном изменении конструктивной прочности и износостойкости путем оптимизации гетерофазной структуры на мезоскопическом уровне.

В работе поставлены следующие задачи:

1. Изучить влияние исходной структуры быстрорежущей стали Р6М5 на особенности формирования аустенитного зерна при однократном и повторных высокоскоростных нагревах в интервале температур аустенитнза-ции.

2. Провести сравнительный анализ образующихся при термоциклическом воздействии структур со структурами, сформировавшимися в режущей кромке инструмента.

3. Изучить закономерности разрушения поверхности инструментальных сталей с разной исходной структурой абразивными частицами.

4. Изучить особенности абразивного изнашивания в агрессивной среде твердых покрытий, полученных способом диффузионного насыщения поверхности инструментальных сталей.

5. На основе разработанных представлений о поведении инструментальных сталей и твердых покрытий при резании и трении рекомендовать оптимальные режимы термо- и химико-термической обработки инструментальных сталей, обеспечивающие получение стабильных износостойких структур. Опробовать и внедрить разработанные режимы в виде технологий и практических рекомендаций в производственных условиях.

Для решения этих задач в работе использованы следующие экспериментальные методы исследования: просвечивающая и растровая электронная микроскопия; оптическая микроскопия; рентгенострукгурный и микро-рентгеноспектральный анализы; стандартные методы исследования физико-механических свойств; методы исследования абразивной износостойкости в условиях трения закрепленным и незакрепленным абразивом и др. методы. Кроме того, проводились опытно-промышленные и промышленные испытания инструмента, подвергнутого термической и химико-термической обработке по разработанным нами режимам.

Научная новизна. Впервые проведены систематические исследования влияния карбидной фазы на развитие процесса рекристаллизации аусте-нитного зерна быстрорежущей стали Р6М5. Предложена схема возможной реализации структурной наследственности при нагреве отожженной быстрорежущей стали Р6М5. Проведено исследование структур, образующихся при циклических нагревах-охлаждениях быстрорежущей стали в области температур начала фазового перехода. Показано, что образование их подчиняется законам структурной наследственности. Экспериментально обнаружены фрагментированные структуры, образующиеся при однократном и многократном термическом воздействии. Обсуждаются причины формирования аномально крупного зерна в стали. Исследованы свойства и износостойкость быстрорежущей стали с фрагментированной и рекристал-лизованной структурой после однократной и многократных закалок.

Впервые получены и проанализированы данные о механизме корро-зионно-механического износа упрочненной и неупрочнениой стальной поверхности полузакрепленным абразивом, каковым является глина для изготовления фарфоровых изделий. Систематизированы сведения об особенностях разрушения поверхностного слоя сталей с точки зрения структурных изменений.

Экспериментально установлена связь между структурой, износостойкостью и коррозионной стойкостью твердых боридных и карбидных покрытий. Впервые проанализировано влияние таких компонентов борирую-щей смеси, как модифицирующая смесь МС (ТУ 48-0507-16-82), графит и железо на структуру и свойства боридных слоев. Сведения об особенностях поведения боридных и карбидных покрытий при трении и изнашивании даны с точки зрения изменения структуры и фазового состава слоя. Экспериментально обнаружены и исследованы гетерогенные зубчатые структуры боридного слоя с высокой прочностью и трещиностойкостыо. Установлена корреляция между пористостью и трещиностойкостыо твердых покрытий.

Проведены исследования режущих свойств и износостойкости инструмента, оснастки и пар трения, упрочненных по разработанным режимам. Предложены режимы повторной и двойной термической обработки для инструментальной стали, повышающие стойкость инструмента, разработан состав для борирования тяжелонагруженных пар трения, позволяющий получать прочные износостойкие покрытия, способные конкурировать с известными твердосплавными материалами, такими как стеллит.

Достоверность экспериментальных результатов обеспечивается соответствием установленных закономерностей современным литературным данным, а также совпадением результатов опытных и промышленных испытаний изделий.

Научная и практическая значимость работы состоит, во-первых, в том, что полученные результаты и установленные закономерности дают новые, более полные представления о процессах, происходящих при нагревах быстрорежущей стали с разной исходной структурой в области температур фазового превращения и позволяют осуществить научный подход к созданию износостойкого инструмента и пар трения.

Во-вторых, полученные результаты могут быть непосредственно использованы для анализа процессов, происходящих в зоне резания и трения, а также для разработки способов термической и химико-термической обработки инструментальных сталей с целью повышения их износостойкости и коррозионной стойкости.

В-третьих, разработаны способы упрочнения режущего инструмента и оснастки (А.С.№*1 1293236, 1788788), основанные на установленных положениях по составу, структуре и свойствам инструментальных материалов и износостойких покрытий при резании и трении в разнообразных условиях. Сформулированы рекомендации и внедрены разработки, увеличивающие срок службы режущего инструмента и пар трения. Акты приложены к работе.

Научные положения, выносимые на защиту.

1. Установленные закономерности структурных изменений при высокотемпературном нагреве и термоциклировании быстрорежущей стали, влияние дисперсности частиц карбидной фазы на рост зерна и кинетику процесса его рекристаллизации.

2. Совокупность экспериментальных данных б влиянии состава, структуры и свойств инструментальных сталей на закономерности трения и изнашивания в абразиве. Обоснование причин разрушения и анализ определенного типа структур, обусловливающих повышение износостойкости.

3. Разработанные составы порошковых насыщающих сред и режимы диффузионного легирования инструментальных сталей, позволяющие обеспечить их высокую износо- и коррозионную стойкость за счет создания гетерогенной поверхностной структуры.

4. Рекомендации по использованию в промышленности разработанных положений по условиям реализации явления естественного субструктурного упрочнения инструментальных сталей в результате термической обработки, обеспечивающие повышение стойкости и износостойкости режущего инструмента.

Апробация работы. Основные результаты и положения диссертации докладывались и обсуждались на следующих научных коференциях, совещаниях и семинарах: 8-ой Всесоюзной конференции по локальным рентге-носпектральным методам исследований и их применению (Черноголовка, 1982), Всесоюзной научно-технической коференции "Повышение эффективности металлургического производства" (Новокузнецк, 1985), на Отраслевом совещании по дальнейшему развитию инструментального производства (Москва, 1985), на Объединенном заседании трех постоянных Всесоюзных семинаров (Череповец, 1988), на Всесоюзной научно-технической коференции "Современные проблемы триботехнологин" (Николаев, 1988), на Всесоюзной научно-технической конеренции "Структурная самоорганизация и оптимизация триботехнических характеристик конструкционных и инструментальных материалов" (Киев, 1990), на Всесоюзном семинаре "Физико-технические проблемы поверхности металлов" (Горький, 1990), на Всесоюзной научно-технической конференции "Износостойкость машин" (Брянск, 1991), на Отраслевом совещании "Состояние и основные направления по совершенствованию производства проволоки для игл" (Ижевск, 1991), на 1-ой Российской научно-технической конференции "Новые материалы и технологии машиностроения" (Москва, 1993), на 3-ей Международной коференции "Прочность и пластичность материалов в условиях внешних энергетических воздействий" (Николаев, 1993), на Международном семинаре "Триболог-ЮМ-5ЬАУУАМТШВО-1. Анализ и рациональное использование трибообъектов" (Рыбинск, 1993), на 1-ой Международной конференции "Актуальные проблемы прочности" (Новгород, 1994), на 4-ом Международном трибологическом симпозиуме "Ш81СОНТ,94" (Польша, Краков, 1994), на 2-ой Международной коференции "Износостойкие поверхностные слои"(Прага, 1995), на Международном научно-практическом симпозиуме "Славянтриб-3. Трибология и транспорт" (Рыбинск, 1995), на 4-ой Международной конференции "Прочность и пластичность материалов в условиях внешних энергетических воздействий" (Новокузнецк, 1995), на 10-ом Международном коллоквиуме

"Трибология - решение проблем трения и износа" (Германия, Эслинген, 1996), на Международных конференциях "Трение, износ и смазка" (Германия, Гетгинген, 1996, 1997), на 14-ой Уральской школе металловедов-термистов "Фундаментальные проблемы физического металловедения перспективных материалов" (Ижевск, 1998).

Публикации. По теме диссертации опубликовано более 50 работ в научных журналах и сборниках.

Объем и структура работы. Диссертация состоит из введения, 4 глав, заключения, основных выводов, списка цитированной литературы, изложенных на 306 страницах, и приложения. Она содержит 91 рисунок, 16 таблиц и список литературы из 237 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении дана характеристика области исследования, проведено обоснование актуальности темы работы. Сформулированы цели и задачи диссертации, перечислены выносимые на защиту положения.

В главе 1 "Влияние исходной структуры на кинетику и рост зерна в быстрорежущей стали" проведены исследования особенностей роста зерна аустенита быстроре:жущей стали, влияния фазового состава и дисперсности карбидов на кинетику протекания этого процесса. В качестве объекта исследования была выбрана сортовая горячекатанная сталь Р6М5 ГОСТ 19265-73 017,5 мм с разным типом исходной структуры, а именно: с разной дисперсностью частиц карбидной фазы и присутствием аустенита, сохранившимся после предварительной горячей обработки. Изучение структурного состояния и механических свойств сталей после термических обработок с высокой скоростью нагрева в соляной хлорбариевой ванне здесь и в последующих главах проводили при комнатной температуре. Необходимость варьирования исходной структурой стали обусловлена изучением влияния структурных составляющих на образование и рост зерна аустенита, на свойства закаленной стали и стойкость режущего инструмента. Основное внимание было уделено изучению естественного субструктурного упрочнения стали и способа его реализации на конкретных изделиях.

Для инструментальных сталей большое значение имеют температуры превращения и некоторые аномальные изменения свойств, возникающие в температурном интервале ниже или выше Аа. Температура начала а —» у -превращения у быстрорежущих и высокохромистых сталей достигает 800-820°С по сравнению с 730-750°С у углеродистых сталей. Зерно аустенита, полученное при нагреве и называемое действительным зерном, влияет на прочность и вязкость, а также на температурный порог хладноломкости.

Границы зерна сохраняются в закаленной быстрорежущей стали, так как при мартенситном превращении продукты перекристаллизации оказываются объединенными в границах каждого бывшего аустенитного зерна некоторым единообразием строения. Решающим фактором, вызывающим рост зерна, является температура нагрева выше Асз- Однако рост зерна может задерживаться карбидами, части.

Нами были исследованы особенности растворения карбидной фазы стали Р6М5 трех промышленных плавок в интервале температур аус-тенитизации, характер распределения нераство-рившихся карбидов в матрице, состав твердого раствора и крупных карбидов, сохранившихся до очень высоких температур. Рентгеноструктур-ный анализ показал, что обычный фазовый состав закаленных сталей - мартенсит и карбидная фаза, которая состоит, в основном, из сложного карбида МбС. Изучение дисперсности частиц карбидной фазы (рис.1) указывает на то, что стали плавок 2 и 3 отличаются большим разноообразием формы и размеров частиц карбидов. Поперечный размер крупных карбидов достигает 4,5 мкм (отдельные карбиды имеют значительно большие размеры), форма их преимущественно многогранная, сферические частицы часто объединены в конгломераты. В стали плавки 3 присутствует фаза у - железа (5-7%), свидетельствующая о том, что после горячей пластической деформации и отжига фазовое превращение не является завершенным. Возможно это явилось следствием отклонения от технологического режима отжига при получении проката, что должно быть учтено при последующих термических обработках заготовок инструмента.

Высокотемпературный скоростной нагрев и охлаждение стали, имеющей изначально неодинаковый фазовый состав и карбиды разной дисперсности, выявили существенное различие в кинетике протекания роста аустенитного зерна. Результаты исследований подтвердили существую-

если еще не наступило растворение большей их

Рис. 1. Распределение частиц карбидной фазы в стали Р6М5 по размерам. 1 - плавка 1; 2 -плавка 2: 3 - плавка 3.

щие представления о стадийном характере роста зерна при нагреве и показали, что исходная структура, а именно, фазовый состав и дисперсность частиц карбидов заметным образом влияют на продолжительность данных стадий, а также и на саму последовательность их протекания.

Проведенный анализ позволяет говорить о карбидной фазе не только как о регуляторе интенсивности роста аустенитного зерна, но и о факторе, способном эффективно изменять структурное состояние матрицы. Изменение среднего размера частиц карбидной фазы от 0,8 мкм до 2.0 мкм и формы их от сферической к многогранной ограничило стадию медленного роста зерна и связанного с ней процесса фрагментации низкими закалочными температурами, в результате чего интенсивно развивался процесс локального роста зерна и возрастала степень разнозернистости структуры. В случае присутствия в исходной структуре стали даже небольшого количества остаточного аустенита стадия замедленного роста не наблюдалась, в интервале температур 1200-1240°С формировались крупные аустенйтные зерна, при дальнейшем повышении температуры или увеличении времени выдержки наблюдали некоторый их рост (рис.2, цифры соответствуют номерам плавок), который происходил за счет миграции зеренных границ.

Многочисленные структурные исследования стали с разным объемным содержанием в перлитной структуре остаточного аустеннта показали, что рост зерна в данном случае реализуется по законам структурной наследственности, а полученное при закалке зерно является восстановленным зерном предыдущей горячей обработки. При этом фактическое содержание остаточного аустенита в стали не влияет на размер образовавшегося зерна, а играет роль носителя наследственности, способствуя протеканию реакции прерывистого растворения перлита в аустените. Так как смещение фронта реакции ограничено размерами бывшего аустенитного зерна, то в результате реакции восстанавливаются его размеры.

Варьирование температурой аустенитизации при одновременном анализе исходных структурных параметров стали позволяет в широких пределах управлять структурными изменениями в процессе закалки. По-

-о. 1

20 -а г ж з

18

5 3 16

о и / ^^ /У

12

1180 1200 1220 1240 1260 1280

Температура, °С

в

Рис.2. Влияние температуры нагрева на

величину зерна стали Р6М5.

вышение температуры высокоскоростного нагрева до 1250°С приводит к фрагментации структуры и повышению прочностных свойств стали за счет естественного субструкгурного упрочнения. При высоких температурах образования аустенита наблюдается интенсивное растворение карбидов и увеличение легированности матрицы, высокая же дисперсность карбидных частиц и малое межкарбидное расстояние сдерживают рост зерна. Образующаяся фрагментированная или полигонизованная структура соответствует типу субзеренных построений, характерных для горячей пластической деформации с ограниченной степенью (е г 10%), возникающих в результате развития динамической рекристаллизации. Высокую плотность субструктуры у стали с мелкоразмерной карбидной фазой можно создать и двойной закалкой, используя эффект фазового наклепа, имеющий место при высокоскоростном нагреве стали с мартенситной структурой.

Таблица I. Результаты стойкостных испытании сверл и фрез

Тип инструмента Температура закалки, °С Структура стали Средняя стойкость

Сверла фрезерованные 0 17,5 мм Фрезы пазовые 0 22,0 мм 1220 1240 1220 1250 фрагментированное зерно рекристаллизованное зерно фрагментированное зерно рекристаллизованное зерно 38,5 мин. 45,5 мин. 3-4 час. 16-18 час.

Температура второй закалки при этом должна быть снижена на 40-50° по сравнению с первой во избежание чрезмерного роста восстановленного зерна. Результаты лабораторных и опытно-промышленных испытаний инструмента, прошедшего термическую обработку нестандартным способом, свидетельствуют о том, что на механические и стойкостные свойства стали эффективно влияют не только твердость и средний размер зерна, но и его внутренняя структура (табл.1).

В главе 2 "Структура и износ быстрорежущей стали в условиях тер-моциклирования" представлены результаты исследования микроструктуры, твердости и износостойкости быстрорежущей стали после закалки, термо-циклирования в области температур фазового перехода и последующей закалки. Основное внимание было уделено изучению особенностей структурных превращений в закаленной стали в процессе многократных нагревов - охлаждений и повторной закалки, влиянию количества термоциклов на основные свойства стали. Необходимость проведения таких исследований объясняется тем, что именно структурные характеристики обеспечивают стойкость инструмента в процессе резания и трения. Кроме того, закономерность изменения структуры быстрорежущей стали и причины ее

деградации и разрушения в результате многократных температурных воздействий в научной литературе практически не рассматриваются. Проведение исследований позволило выявить и оценить кинетику формирования структуры и характер разрушения поверхностного слоя стали в результате многократных температурных и силовых воздействий. Данные исследования являются также продолжением изучения влияния фазового состава и дисперсности частиц твердой фазы на явления, связанные с эффектом структурной наследственности.

В качестве объекта были выбраны образцы промышленной стали Р6М5 плавки 1, служившей и для предыдущих исследований. Термоцикли-рование проводили на предварительно закаленных образцах размером 10x10x3 мм в соляной хлорбариевой ванне, нагретой до температуры 800°С, охлаждение до температуры 300°С выполнялось в жидкостной ванне состава 100% ЫаОН.

С целью сопоставления эффектов разрушения и изменений в строении поверхностных слоев стали в лабораторных условиях и при реальных режимах эксплуатации проводили испытания на изнашивание образцов после термоциклирования и последующего высокотемпературного нагрева. Испытания проводили на установке СМТ - 1 в режиме сухого трения по схеме вал - плоская колодка. Скорость скольжения составляла 0,5 м/с, нагрузка - до 250 Н, что соответствовало давлению не менее 50 МПа. Такой режим испытаний при трении считается тяжелым, приводящим к катастрофическому износу. Нами он был выбран для того, чтобы приблизить условия к реально существующим при эксплуатации инструмента. Изнашиванию подвергали предварительно прокатанные и термически обработанные образцы в виде фольг, толщина которых в начале испытаний была ~ 0,1 мм. Ответная пара изготавливалась также из закаленной быстрорежущей стали. Продолжительность трения выбиралась такой, чтобы соприкасающиеся части образца полностью изнашивались с образованием отверстия. Такой износ дает возможность вырезать с края отверстия клиновидный образец для изучения структуры методом просвечивающей электронной микроскопии.

Абразивное изнашивание осуществляли на специальной установке по схеме вращения образцов по закрепленному абразиву (палец - диск, который представлял собой шлифовальный круг ПП ГОСТ 2424-63) со скоростью 80 об/мин и давлением 10 МРа. Износ определялся по потере массы образца в сравнении с первоначальной через шесть часов непрерывного изнашивания. Подсчет убыли массы проводился с точностью до 10"4 г. Режим абразивного изнашивания был выбран с таким расчетом, чтобы максимально приблизиться к интенсивному режиму шлифования, а значит

и резания, так как по мнению многих авторов резание и шлифование реализуются в одной схеме.

Изменения в структуре закаленной стали Р6М5 на начальных термоциклах связаны, главным образом, с выделением чрезвычайно дисперсных карбидных частиц, расположенных по всему телу зерна, и уменьшением ширины зеренных границ. Размер бывшего аустенитного зерна сохранялся на протяжении всех термоциклов, но по мере возрастания количества последних выявляемость границ травлением ухудшалась, появлялись разорванные и недостроенные границы. Изменения в характере расположения карбидной фазы наблюдались после накопления некоторого количества термоциклов, а именно - после 5-6. Они проявлялись вначале в изменении формы частиц от сферической к каплеобразной и многогранной, а затем в выстраивании их в одном направлении. Методом рентгенострук-турного анализа было установлено, что в процессе первых термоциклов происходило также принудительное превращение остаточного аустенита закалки в мартенсит.

Результаты механических испытаний после термоциклирования показали заметное снижение твердости и прочности после первых термоциклов, что обусловлено обеднением матрицы легирующими элементами вследствие выделения большого количества дисперсных карбидов. Предел прочности на изгиб при первых пяти циклах снижался на 37%, а затем постепенно возрастал на !5%. По-видимому, данная закономерность отражает состояние фаз и соотношение между ними в результате термоциклирования: на первом этапе преобладало снижение легированности твердого раствора и образование дополнительного количества карбидов, на втором -повышение свойств в результате фазового наклепа. Установлена корреляция между твердостью и износостойкостью образцов после различного количества термоциклов, которая свидетельствует о том, что абразивное изнашивание, осуществляемое путем микрорезания поверхности стали, является в данном случае преобладающим механизмом износа.

При наблюдении локальных очагов разрушений и последовательности их протекания выявлены растрескивания крупных карбидов (рис. 3,а), трещины от которых при увеличении нагрузки распространялись в глубь и выходили на поверхность. Фрактографическое исследование поверхностей разрушения подтвердило, что по мере повышения нагрузки рельеф излома матрицы изменяется от ручьистого со следами выкрошившихся карбидов до расслоения матрицы (рис. 3,6).

Повторная закалка образцов, прошедших термоциклирование, сформировала крупнозернистую аустенитную структуру, средний размер бывшего аустенитного зерна увеличился примерно в пять раз по сравне-

ьоЛ

«у»

..........

нию с зерном первой закали! ( 53,3 мкм и 10,8 мкм). Количество предшествующих повторной закалке термоциклов не оказало влияния на размер зерна. Стабильность его размеров свидетельствует о едином механизме образования, каковым, по-видимому, является рассмотренный В.Д. Садовским особый характер превращения мартенсита в аустенит при скоростном нагреве. Результаты исследования тонкой структуры образовавшегося аномально крупного зерна показали, что в нем сохранились остатки фрагментнро-ванной структуры. Аномальный рост зерен, наблюдаемый нами, имеет сходство с процессом формирования крупнозернистой структуры при скоростном нагреве быстрорежущей стали после деформации.

Повторная закалка способствовала снижению износа и его стабилизации. Сопоставление кривых износа (рис.4) с изменением твердости и прочности в результате термоциклирования свидетельствует о том, что сопротивление абразивному изнашиванию в большей мере обязано свойствам матрицы.

Исследование поперечного сечения абразивно изношенной поверхности показало, что образцы после термоциклирования разрушаются путем отделения фрагментов материала, причем разрушению предшествует расслоение материала. На последних циклах, когда имеет место образование карбидных скоплений, следы расслоения исчезают, а разрушение проходит по колонии карбидов. Отделяемые фрагменты достигают в поперечнике 60 мкм. Поверхность образца после повторного высокотемпературного нагрева разрушалась отколом или выкрашиванием небольших участков зерна и следов расслоения структуры не имела.

¡„.•у »у'.

мЬ» I -V —1р г£

Рас. 3. Растрескивание карбидов (г) и поверхность излома стат Р6М5 (6).

Результаты абразивного изнашивания имеют важное значение, так как позволяют проследить за поведением отдельных структурных составляющих в процессе механического контакта. Однако известно, что в реальных условиях работы инструмента реализуются условия мгновенных нагревов и охлаждений, достигающих температур закалки.

Иная картина наблюдается при трении скольжения с высокими давлениями, когда на поверхности образуется заметный деформированный слой, подобный тому, который имеет место на режущей кромке сверла (рис. 5,а). Причем следы износа на поверхности практически не отличаются от случая трения с малыми нагружениями. Изнашивание осуществляется путем микрорезания, участки адгезионного схватывания не выявляются. Электроннооптические исследования тонких фольг, полученных в результате трения, показали, что поверхностный слой имеет фрагментированную структуру, чрезвычайно дисперсную и сильно искаженную. Видимых частиц карбидов не наблюдали. Кроме того, не обнаружено влияния термо-циклироваши и последующих закалок на микроструктуру данного слоя, что говорит о формировании устойчивой структуры, обусловленной лишь внешними параметрами трения. Электронограммы, полученные при дифракции электронов, указывают на значительные разориентировки фрагментов, которые достигают больших величин в пределах бывшего зерна, превращая его фактически в ультрадисперсный поликристалл. Дифракгограм-ма образца после испытаний на трение имеет кольцевой вид (рис.5,б), характерный для поликристаллов. Причем, анализ отражений показывает, что имеется, по крайней мере, две фазы в этом деформированном слое. С большой долей достоверности они идентифицируются как аустенит и мартенсит, образованные в процессе трения. Можно предположить, что исход-

"а. 1 Ж 2 /

/

I

/

3 5

Количество циклов

Рис.4. Износ стали Р6М5 после термоциклировапия

(1). Износ тех же образцов после повторной закачки

(2).

0.4

7

ная мартенситная структура испытывает прямое и обратное фазовое превращение в результате действия высоких локальных давлений, сдвиговых деформаций и температуры. Эти же факторы приводят к растворению в поверхностном слое и карбидов. Возможность интенсификации диффузионных процессов в металлах и сплавах в условиях высоких нормальных и тангенциальных нагружений рассмотрена в ряде работ. В частности, в работах Бернса Г. и Фишера А. установлен факт перемешивания на атомарном уровне с образованием твердых растворов и промежуточных фаз.

Следует отметить, что наблюдаемые структурные изменения происходят в поверхностном слое глубиной не более 80 мкм, который по мере накопления дефектов деформации отслаивается и вскрывает новый участок поверности, еще не подверженный деформации, и процесс разрушения повторяется. В начале работы инструмента в деформированном слое появляются хорошо видимые очертания бывшего аустенитного зерна и мелких карбидов. С увеличением продолжительности резания зеренное строение исчезает, карбидные частицы также становятся неразличимы, появляется резкая граница между деформированным слоем и основным материалом, не участвующим в деформации. При циклическом характере работы, когда реализуются условия для формоизменения карбидов, разрушение происходит путем отделения фрагмента материала, охватывающего пространство, где расположены эти скопления.

Проведенный в данной главе анализ позволяет говорить о процессе резания, как о последовательном формировании и отделении слоя особого состава и структуры, находящегося в активированном состоянии. Прочность и твердость этого слоя уже не адекватны свойствам исходного материала. Они зависят от свойств вторичной структуры, образующейся на поверхности или в режущей кромке вследствие пластической деформации и

разогрева. Вторичная структура быстрорежущей стали представляет из себя восстановленное аустенитное зерно предыдущей закалки, величина которого и внутренняя структура (субструктура) зависят от условий трения, т. е. от температуры и давления в зоне контакта. Дробление и растворение частиц карбидной фазы, повышая легированность твердого раствора, способствуют возрастанию интенсивности этого процесса.

В главе 3 "Изнашивание инструментальных сталей при воздействии абразивом" проанализировано влияние структуры стали на характеристики абразивного изнашивания. Экспериментальные исследования и их обобщение, соответствующие области данного исследования, направлены на изучение структурного состояния поверхности в условиях внешнего силового воздействия, обусловленного абразивными частицами. Роль структурной устойчивости стали при контактировании с абразивом или поверхностью безусловно велика, так как именно она определяет скорость изнашивания. Большое влияние на трибохарактеристики и на величину износа оказывают твердость и вязкость разрушаемой поверхности. Совокупность этих факторов и будет определять продолжительность сопротивления стали изнашиванию, однако специфика структуры не всегда принимается во внимание при выборе материала для системы трения. Известно, что ни одна из гостированных механических характеристик стали не отражает особенность ее структуры.

При изучении процесса формования фарфоровых изделий на автоматических линиях Прокопьевском фарфорового завода обозначилась еще одна проблема, кролю проблемы повышения износостойкости инструмента. Традиционно наиболее приемлемой для изготовления формующей оснастки является термически необработанная сталь 45, износостойкость которой в сырой глине чрезвычайно низкая. Однако при применении этой стали достигается требуемое качество поверхности формуемых изделий. Попытки повысить износостойкость оснастки применением высокопрочных и износостойких термически обработанных сталей не привели к успеху, поскольку при общей высокой износостойкости оснастки наблюдалось локальное выкрашивание металла, что вызывало снижение чистоты поверхности полуфабриката и сортности готовых изделий. Добавим к этому, что формуемая глина является коррозионно-актнвной средой, которая способна усугубить процесс изнашивания инструмента. Применение коррози-онно- и износостойких ионно-плазменных покрытий также не дало желаемого результата. Покрытия разрушались со всеми вытекающими из этого последствиями. Отмеченные проблемы, которые возникают в производственных условиях, требуют детального анализа процессов разрушения поверхности инструмента абразивными частицами.

Были исследованы закономерности динамического контактирования абразивных частиц, содержащихся в глине, применяемой в фарфоровой промышленности, с поверхностью неупрочненных и упрочненных сталей инструментального назначения. Испытания на износ проводили на специальной установке, работающей по схеме вращения образца в глинистой влажной массе со скоростью 2 м/с, нагрузка на образец была постоянной и составляла 1Н, Следует отметить специфичность используемого абразивного материала - 70% объема массы занимали частицы двуокиси кремния преимущественно остроугольной формы, доля пластической составляющей не превышала 5%. Влага абразивной массы содержала высокий процент хлоридов (300 мг/л), что позволило дополнительно определить коррозионную стойкость сталей различного химического состава.

Установлено и экспериментально обосновано, что процесс абразивного износа инструментальных сталей У8, 45, Х12М и Р6М5 реализуется на разных уровнях. Причем, интенсивность разрушения поверхности стали абразивными частицами зависит от структуры матрицы и ее твердости, а также от размера и химического состава карбидных частиц. Структура стали 45 в неупрочненном состоянии имеет вязкую ферритную составляющую и несколько более прочную перлитную. В результате воздействия абразивом различные участки поверхности образца изнашивались неодинаково из-за разного давления., на торцевых участках поверхности, которые испытывали большее давление, имели место многочисленные вдавливания твердых частиц в матрицу. При этом, несмотря на малые средние нагрузки при трении, осуществлялся наклеп поверхностного слоя образца, твердость которого возрастала на 30-40НУ. Менее нагруженные участки поверхности образца изнашивались, в основном, путем микрорезания мягкой поверхности острыми кромками абразивных частиц. Поверхность стали почти не оказывала сопротивления микрорезанию, так как твердость фазовых составляющих была незначительна по сравнению с высокой твердостью абразивных частиц. Кроме того, здесь также наблюдали внедрение крупных и мелких частиц, при этом относительное движение вязкой массы заставляло перемещаться данные частицы по поверхности инструмента, после чего оставался след из довольно глубоких вмятин. Такие дефекты на поверхности инструмента, как мы уже отмечали, ухудшают качество формуемых изделий. Поэтому кажутся очевидными две возможности устранения указанных недостатков технологии - упрочнение поверхности формующей оснастки или измельчение частиц исходной смеси. Второе экономически является неприемлемым. Следует однако отметить, что особенностью стали 45 является способность к залечиванию локальных разрушений на поверхности. Продолжительные испытания на износ в сырой глиняной массе

показали, что каверны, образованные крупными абразивными частицами, с течением времени выглаживаются и затягиваются деформированным металлом. Поверхность стали восстанавливает высокую степень чистоты. Да-ное свойство стали 45 как раз и дает ей преимущества перед другими материалами при изготовлении формующей оснастки фарфорового производства, обеспечивая высокую чистоту поверхности формуемого изделия.

При взаимодействии абразивной массы с закаленной сталью 45 со структурой мартенсита процесс пластической деформации сопровождался возникновением структурных напряжений, превосходящих прочность сцепления мартенситных игл, что выражалось в образовании трещин. Зарождающиеся трещины быстро разрастались, вызывая разрушение в виде сколов. Сравнительно низкая способность мартенсита сопротивляться воздействию абразива отмечалась многими исследователями, что связывалось с наличием микротрещин, возникающих при мартенситном превращении. Кроме того, в закаленной стали 45 присутствует и остаточный аустенит (5-6%), который, располагаясь между мартенсит-ными иглами, в некоторых случаях может служить ловушкой длинномерных абразивных частиц. Внедренные частицы создают обширные области структурных напряжений, при повторном контактировании с частицами эти зоны разрушаются в первую очередь, быстро увеличивая площадь разрушения.

Наглядно проявляется разрушение мартенсита абразивом в углеродистых сталях. На рис.6 показана картина постепенного разрастания очага разрушения закаленной стали У8 при изнашивании в течение нескольких десятков часов. Видно, что мелкие выкрашивания вырастают в зоны катастрофического разрушения, способные заметно изменить геометрию профиля образца, а следовательно, и рабочего инструмента.

А

•Чг )

...-Э ■

Рис.6. Последовательное разрушение поверхности закаленной стали У8 (хЮО).

» ^ «Л

Иное поведение при абразивном изнашивании демонстрируют кар-бидосодержащие стали. У стали Р6М5 рельеф поверхности отличался однородностью, абразивные частицы из-за высокой твердости матрицы не могли внедриться достаточно глубоко, поэтому изнашивание происходило в результате последовательного царапания поверхности трения. Вместе с тем наблюдались незначительные по размерам области выкрашивания материала с поверхности трения, обусловленные, по-видимому, растрескиванием и удалением фрагментов, (рис. 7,а).

Рельеф изнашиваемой поверхности стали Х12М менее однороден. На поверхности видны отдельные участки с очень глубокими бороздами, как правило, они располагались между карбидными строчками (рис. 7,6). Стенки глубоких борозд были довольно пологими, впоследствии и на них появлялись следы микрорезов. В местах залегания карбидных скоплений глубина микрорезов уменьшалась. Матрица стали Х12М более пластичная, по сравнению с быстрорежущей сталью, поэтому хрупких разрушений практически не наблюдали. Отличителной особенностью этих закаленных сталей было то, что они не имели крупных дефектов на поверхности при трении в глине, однако идеально гладкой поверхность также не была.

Добавим также, что очень крупные карбиды могли отклонить абразивную частицу от первоначального направления движения и даже разрушить ее, но чаще всего в ре-

---А«** •• .

а (х 1200)

^ЖЖ7

б (хбОО)

Рис.1. Поверхность трения быстрорежущего стали (а) и стали Х12М (б)._

I к » •: »л

К ч ■> ..

Ь—^Ь.. V ' . .1 Л ■

-,'7- >

зультате таких столкновений твердых компонентов разрушались карбиды. При этом разрушение сложного карбида быстрорежущей стали и хромистого кабида стали Х12М происходило по-разному. Сложный карбид МбС расслаивался по множеству параллельных или пересекающихся плоскостей, а также от него откалывались фрагменты, что было результатом растрескивания данного карбида. Высокохромистый карбид стали Х12М

более пластичен, чем сложный карбид быстрорежущей стали, поэтому разрушение его происходило как в результате отделения фрагментов разной величины по всему периметру карбида, так и путем прорезания карбидной частицы абразивом. Это приводило в конце концов к заметному уменьшению размеров карбидов и выносу их из матрицы.

Изнашивание рассматриваемых сталей в сырой глине подтвердило их высокую абразивную износостойкость, которая значительно превосходит износостойкость закаленной стали 45 и несколько выше износостойкости закаленной стали У8. Износ данных сталей с течением времени, как и менее легированных, подчиняется линейному закону. Характерным также для них являются близкие значения износа, что может быть обусловлено сравнимыми значениями твердости и объемным содержанием карбидной фазы в сталях X12М и Р6М5.

Таким образом, разрушение стальной поверхности твердыми абразивными частицами осуществляется в основном механизмом микрорезания, степень износа при этом зависит от структуры, твердости и характера распределения в матрице второй фазы. Карбиды цементитного типа плохо сопротивляются воздействию абразива и, как правило, удаляются из зоны трения вместе с матрицей. Износ материала в данном случае определяется твердостью стали. Карбиды сложного состава, содержащиеся в высоколегированных сталях, с одной стороны препятствуют пластической деформации матрицы, с другой предопределяют появление трещин и расслоений в случае отделения от матрицы. Степень сопротивления воздействию абразивной частицы зависит от типа карбида, его размера и свойств. Так, высокохромистый карбид способен деформироваться под воздействием движущейся частицы, сложный же вольфрамомолибденовый карбид, являясь надежным стопором, при многократных воздействиях разрушается хрупко и может полностью удалиться из зоны контакта. Выкрошенные частицы этого твердого карбида становятся дополнительными разрушителями стальной поверхности. Тем не менее, износостойкость быстрорежущей стали несколько превосходит износостойкость высокохромистой стали, по-видимому, благодаря присутствию карбидов разнообразного состава и формы.

В главе 4 "Структура и износостойкость твердых боридных и карбидных покрытий" представлены исследования структуры и физико-механических свойств поверхностных слоев, полученных как с помощью гальванического хромирования с последующим облучением высокоэнергетическим потоком у - квантов, так и методами диффузионного насыщения атомами легирующих элементов. В связи с этим решались задачи систематизации составов порошковых смесей для диффузионного легирования ин-

струментальных сталей карбидообразующими элементами и бором. Изучались особенности структуры, физико-механических и технологических свойств многокомпонентных диффузионных и боридных покрытий. Результаты исследования изнашивания слоев в условиях трения скольжения с высокими нагрузками и при воздействии абразивом сравнивались с поведением высокопрочных сталей. Различные способы получения покрытий позволили проследить влияние адгезии и их структурных особенностей на характер разрушения поверхностных слоев при трении. В результате проделанной работы были предложены составы насыщающих смесей для бо-рирования и диффузионного хромирования изделий, работающих в условиях высоких нагружений и коррозионно-механического изнашивания.

Известно, что в особо сложных условиях трения скольжения и качения срок службы традиционно используемых материалов - высокопрочных цементируемых сталей - не превышает нескольких часов. Разрушение происходит, как правило, в результате "провала" или усталостного выкрашивания цементированного слоя. Повышение эксплуатационных характеристик металла требует изыскания дополнительных способов упрочнения поверхности. Нами была исследована возможность нанесения на цементированную сталь 14ХНЗМА электрохимического хромового покрытия, облученного гамма-квантами. Доза облучения специально подготовленных образцов в виде дисков диаметром 40 мм и высотой 10 мм составила 104 - 107 рентген.

Покрытие толщиной 50 мкм и твердостью 12000 МПа имело зерен-ную структуру с хорошо развитыми границами овальной формы. В поперечном сечении шлифа структура имела слоистый вид и состояла из собственно покрытия, границы раздела и подложки основного материала (рис.8,а). Покрытие содержало большое количество пор, граница раздела толщиной 5-8 мкм была рыхлой и вытравливалась в большей степени, чем основной материал. Испытания проводили по схеме подшипника качения со смазкой,'нагрузка изменялась от 10 до 20 кН, что соответствовало максимальному давлению до 5000 МПа, частота вращения - от 122 до 257 об/мин. Охлаждение осуществляли проточной водой комнатной температуры. Степень износа образцов оценивали по изменению веса образцов и по глубине беговой дорожки по трем замерам на одном образце.

Результаты испытаний необлученного покрытия показали, что оно разрушается хрупко при контактных нагрузках 20 кН и линейной скорости 0,5 м/с в течение 20 мин. Говорить об изнашивании в прямом смысле этого слова в данном случае нельзя, поскольку покрытие отслаивается от поверхности основного металла крупными чешуйками. Действительно, при приложении большой нагрузки, которая локализована в пятне касания ша-

рика и образца, даже небольшие деформации основы могут вызвать появление межзеренных трещин в хромовом слое. Рыхлый промежуточный слой не способен выдержать высокие давления и еще более усугубляет процесс разрушения.

После облучения образцов гамма-квантами время изнашивания покрытия при тех же условиях испытаний увеличилось до 120 мин. Износ происходил равномерно и на метр пути составил 14-10"3 мкм, хрупкого разрушения не наблюдалось. Причем, на дорожке трения отсутствовали усталостные питтинги, которые всегда появляются при таких испытаниях на поверхности цементированной и закаленной стали. Металлографический анализ облученного покрытия показал, что зеренная структура поверхности не изменилась, твердость покрытия оставалась на уровне 12000 МПа. В поперечном сечении рыхлая граница раздела исчезла и покрытие стало двухслойным и заметно уплотнилось (рис.8,б). Это свидетельствует о том, что облучение способствует диффузии атомов в области контакта покрытия с подложкой, создавая хорошее адгезионное взаимодействие на границе раздела. Высокие контактные нагрузки в данном случае уже не приводят к отслоению покрытия, поскольку мартенситная структура не деформируется и условий для образования трещин нет. Положительное влияние облучения на свойства электрохимического покрытия подтверждает также результат повышения стабильности коэффициента трения облученных образцов по сравнению с не-облученными, который в данном случае не превышал 0,006.

Тем не менее, несмотря на улучшение эксплуатационных свойств хромового электролитического покрытия после облучения, данный метод не удовлетворяет требованиям, предъявляемым к упрочненным поверхностям особо нагруженных узлов трения. Более перспективными,' как показали дальнейшие исследования, являются гетерофазные слои, полученные в

Рис.8. Электролитическое хромовое покрытие на цементированной стали, а - до облучения; б -после облучения.

результате диффузионного легирования поверхности металла хромом, ванадием и титаном.

Толщина диффузионного слоя полученная при однокомпонентном насыщении хромом составила 22 мкм, при совместном насыщении двумя и тремя карбидообразующими элементами - 18-20 мкм.. Микротвердость диффузионных покрытий зависела от составов насыщающих смесей и достигала 32000 МПа. Рентгеноструктурный анализ показал, что при насыщении поверхности образцов только хромом покрытие состоит из карбидов хрома состава СГ7С3, в случае же легирования в трехкомпонентной смеси титан-хром-ванадий покрытие состоит в основном из карбида М7С3 сложного состава на основе хрома и железа.

Электронномнкроскопические исследования тонких фольг выявили, пластически деформированную зону глубиной до 100 мкм, которая располагается непосредственно под слоем карбидов. Это обусловлено, по-видимому, диффузионными процессами, сопровождающими поверхностное легирование, а также различиями в коэффициентах термического расширения карбидов и основного металла. Пластическая деформация подслоя металла, сопутствующая процессу образования карбидов, является положительным фактором, так как приводит к повышению твердости нижележащих слоев металла и, следовательно, к улучшению эксплуатационных характеристик изделия.

Испытания на трение в условиях абразивного изнашивания, показали, что разрушение карбидных слоев, происходит путем микроскобления его острыми абразивными частицами и отделения в виде тонких чешуек. Кривые износа имеют нелинейный характер. Заметное увеличение износа (рис.9) через определенный промежуток времени свидетельствует о накоплении повреждаемости до некоторой критической величины, после чего скорость изнашивания возрастает.

Рис.9. Износ карбидных слоев: 1 - насыщение Сг: 2 - Сг и П; 3 - Сг, П и V.

Следует отметить, что износ неодинаков для разного состава карбидных слоев, трехкомпонентное насыщение дает повышение износостойкости в 3-4 раза по сравнению с однокомпонентным. В процессе изнашивания, безусловно, участвуют и прилегающие к твердому слою участки стальной матрицы. Высокая износостойкость покрытий, полученных при легировании в смеси титан-хром-ванадий, может быть объяснена образованием карбидов сложного состава, имеющих пониженную хрупкость из-за мелкодисперсного строения. Наличие подслоя способно повысить износостойкость за счет его участия в сопротивлении хрупкому разрушению.

Другим способом защиты поверхности детали от износа, рассмотренным в работе, было борирование. Особое внимание при разработке технологии данного вида упрочнения уделялось повышению стойкости бо-ридного слоя к хрупкому разрушению. Борирование цементированной стали осуществляли при температурах 860-950°С в порошковых смесях при температурах существования у - фазы. Отсутствие растворимости углерода в боридах при этих температурах приводит к перераспределению углерода вблизи поверхности.

При борировании стали с высоким содержанием углерода (предварительно цементированной стали 15НЗМА и углеродистой стали У9) выявлены существенные различия в структуре по сравнению с борид-ным слоем на малоуглеродистой стали. В первом случае образуется структура с крупными зубьями боридов, во втором - игольчатая, которая показана на рис.10,а. Вид данных кристаллов свидетельствует о множественности центров зарождения боридной фазы, в результате чего они могли расти только в глубь образца. Борирование цементированной стали при температурах, меньших 900°С, выявило еще одну особенность - наличие белой, не окрашиваемой при цветном травлении фазы, которая располагается между

Рис.10. Структура боридных слоев, а - иецемеитированная б - цементированная сталь 15НЗМА;_

зубьями боридов (рис. 10,6). Подобная фаза отсутствует при борировании низкоуглеродистой стали, следовательно, образование ее связано с наличием углерода в стали. При высокой концентрации углерода в приповерхностных областях рост зародыша борида сопровождается оттеснением углерода в глубь металла. В зависимости от температуры борирования углерод либо успевает продиффундировать в аустенит, либо скапливается между зернами боридов и в основании их, образуя цементит Рез(С В). В первом случае при охлаждении под боридным слоем формируется перлитная структура, во втором - цементит и перлит в соотношении, которое определяется концентрацией углерода, вытесненного бором. Кроме того, как было установлено электронномикроскопическнми исследованиями, в результате формирования соединений в поверхностном слое с отличными от основного металла объемами и коэффициентами термического расширения, имеет место пластическая деформация примыкающего к покрытию стального слоя. При закалке материал переходной зоны, измельченный в результате пластической деформации, претерпевает мартенситное превращение. Данный мартенсит имеет твердость несколько меньшую, чем твердость цементита, но большую, чем нижележащий мартенсит. В результате покрытие состоит из нескольких слоев, твердость которых уменьшается при переходе от поверхности в глубь материала.

Таким образом, подбирая температуру борирования, можно получить сложную структуру твердого поверхностного слоя, состоящую из разных фаз - борида, цементита и перлита. При последующей термообработке (закалке) структура борида и цементита не изменяется, тогда как подложка приобретает структуру ультрадисперсного мартенсита. Это способствует повышеншо долговечности изделия, так как исключает продавливание бо-ридного слоя при нагружении. Зубчатое строение твердого покрытия положительно влияет и на трещиностойкость, которая является важной характеристикой при применении данного вида упрочнения для высокона-груженных узлов трения. В работе установлено, что однофазные боридные слои РегВ с ярко выраженной зубчатой структурой, промежутки между "зубьями" которой заполнены цементитом Рез(В,С), имеют наиболее высокую трещиностойкость, обусловленную дискретностью строения слоя. В этом случае относительное смещение кристаллов боридов при нагружении путем деформирования материала переходной зоны не приводят к катастрофическому растрескиванию твердого слоя.

Испытания на трение показали, что образцы борированной стали оказались более стойкими к тяжелым условиям независимо от режима ТО, чем закаленная сталь У10, которая схватывалась с контртелом уже в самом начале испытаний. В то же время, различия в поведении борированных

слоев разных условиях испытаний наблюдались лишь в характере износа при практически одинаковых моментах трения и температуре масла в ванне. Боридные слои, полученные при более высоких температурах, разрушаются хрупко. Причиной разрушения является наличие трещин, расположенных как произвольно относительно следа трения, так и на границе следа трения и нерабочей поверхности. Трещины первого типа появляются при приложении нагрузки в результате значительной концентрации напряжений на границе раздела фаз боридного покрытия, поскольку борирова-ние при высоких температурах приводит к формированию двухфазного слоя. Трещины другого типа возникают, по-видимому, либо из-за градиента температур в месте контакта, либо из-за перераспределения напряжений на границе нагруженной и ненагруженной области. Кроме того, образование сплошного боридного слоя в этом случае, а также концентраторов напряжений в виде пор, трещин и межфазных границ приводит к быстрому распространению трещин под действием высоких контактных напряжений, которые распространяются до переходной зоны и вызывают ее пластическую деформацию. В результате происходит отслоение боридного покрытия (рис.11,а).

У образцов, борированных при низких температурах (ниже 900°С), разрушений и сколов слоя не наблюдали, износ в этом случае был равномерным, с образованием довольно гладкой дорожки трения (рис.11,6). Отсутствие выкрашиваний на поверхности можно объяснить более благоприятным распределением напряжений в зубчатом боридном слое, который устойчив к пластической деформации из-за сложного строения. Наличие цементита между "зубьями", обладающего меньшей твердостью, способствует рассеянию упругой энергии и уменьшает вероятность распространения трещин.

Полученная совокупность данных о взаимосвязи структуры боридного слоя с трещиностойкостью и износостойкостью дополнена исследованиями по абразивному износу, которые показали, что сплошной боридный

б

Рис.11. Изнашивание боридных слоев.

слой разрушается более интенсивно, по сравнению с зубчатым. Непосредственной причиной разрушения явилось образование трещин в результате индентирования слоя остроугольными абразивными частицами. С течением времени под действием повторяющихся соударений и постоянной нагрузки трещины разрастались и повреждение охватывало все большую поверхность. Зубчатый слой разрушался откалыванием небольших фрагментов выступающих боридов, более пластичная цементитная фаза препятствовала распространению очага разрушения. Карбидные слои высокой твердости, показавшие самую высокую абразивную износостойкость, изнашивались вследствие скобления поверхности острыми кромками абра-

Одной из технологических задач, решаемых в работе, была задача повышения стон-кости формующей оснастки, работающей в коррозионной абразивной среде. Поэтому нами исследовалась устойчивость против коррозии образцов с бо-ридным и карбидным слоем в сравнении с термически обработанной высоколегированной сталью. Образцы выдерживались статически в течение 25 суток в растворе, содержащем высокий процент хлоридов (300 мг/л). Следует отметить, что закономерности малоинтенсивного (при нагрузках до 1,2 МПа) коррозионно-механического разрушения поверхности материалов изучены недостаточно, несмотря на их большую практическую ценность. При малых контактных нагрузках, например, в процессе формования, следует признать, что коррозионный фактор является ведущим и неизбежно сопутствующим механической форме абразивного изнашивания. Результаты проведенных испытаний показали, что высокой стойкостью против коррозии, превосходящей стойкость высоколегированных сталей, обладают карбидные и боридные слои (рис.12). Это свидетельствует о том, что для работы в агрессивных средах наряду с высокой твердостью и износостойкостью материал должен обладать и высоким электрохимическим потенциалом.

Металлографические исследования поверхности образцов после окончания испытаний показали, что хромированный слой сохранился поч-

зивных частиц.

Рис. 12. Изменение массы образцов в результате коррозии: 1 - хромирование; 2 - борирование; 3 - Х12М; 4 - Р6М5.

ти полностью. Борированная поверхность в конце испытаний представляла из себя скелет остатков боридов, вокруг которых располагались участки разъеденной матрицы. Устойчивость против коррозии и повышенную износостойкость в условиях коррозионно-абразивного изнашивания карбидного слоя, по-видимому, можно объяснить высоким комплексом физико-механических свойств и спецификой его структуры, рационально используя которые, можно достигнуть оптимальной эксплуатационной стойкости инструмента и оснастки.

Установленные закономерности и основные результаты работы показали, что традиционные методы термической и химико-термической обработки стали, направленные, главным образом, на формирование однородных дисперсных структур, не всегда оправданы. Современный подход к получению высокопрочного состояния материалов требует разработки способов создания структур с оптимально подобранными мезо- и макронеод-нородностями, удовлетворяющими конкретным условиям эксплуатации. Реализация результатов работы была направлена на решение задач повышения работоспособности режущего инструмента и штамповой оснастки, а также тяжеяонагруженных узлов трения. В соответствии с рекомендациями, которые даны в работе, нами разработаны технологические инструкции многокомпонентного диффузионного легирования оснастки для формования форфоровых изделий и борирования опоры скольжения буровых шарошечных долот. Нанесенный борированный слой зубчатого строения толщиной 80-120 мкм успешно конкурировал с изделиями, в которых нагруженная часть опоры скольжения наплавлялась стеллитом ЗВ16К. Разработаны режимы двойной термической обработки мелкоразмерного режущего инструмента, позволяющие повысить его стойкость за счет увеличения пластических свойств материала при сохранении прочности. Все разработки защищены авторскими свидетельствами и прошли неоднократные опытно-промышленные испытания на отраслевом и государственном уровне.

В заключении обсуждаются прикладные аспекты решаемых в диссертации задач.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. На основе изучения закономерностей роста аустенитного зерна стали Р6М5 при скоростном нагреве и охлаждении установлено, что на кинетику роста и размер зерна оказывает влияние дисперсность и характер распределения частиц карбидной фазы. При увеличения среднего диаметра карбидов от 1,5 мкм до 3,0 мкм сокращается протяженность температурного

интервала медленного роста зерна, увеличивается разнозернистость и снижается прочность стали. Показано, что при исходной перлитной структуре стали и среднем размере карбидов' не более 1,5 мкм во всем интервале температур аустенитизации развивается процесс естественного субструктурного упрочнения.

2. Показано, что особенностью высокоскоростной закалки быстрорежущей стали, содержащей в исходной перлитной структуре остаточный аустенит, является восстановление аустенитного зерна предыдущей термообработки в результате механизма прерывистого растворения перлита в аустените. Движение фронта реакции растворения ограничено размерами бывшего аустенитного зерна, поэтому вначале восстанавливаются его размеры, а затем продолжается дальнейший его рост.

3. Показано, что многократные скоростные циклы "нагрев - охлаждение" предварительно закаленной стали Р6М5 в интервале температур 800 300°С формируют метастабильную структуру с высокодисперсной карбидной фазой. С возрастанием количества термоциклов имеет место постепенная коагуляция и формоизменение карбидов от сферических до каплевидных и многогранных. При этом наблюдается снижение предела прочности, твердости и износостойкости стали. Повторная закалка стали, независимо от количества предварительных термоциклов, формирует стабильную крупнозернистую структуру с высоким сопротивлением изнашиванию.

4. Показано, что абразивное изнашивание инструментальных сталей разных структурных классов имеет одинаковую природу. Интенсивность износа зависит от структурной устойчивости и твердости матрицы, размера и химического состава карбидных частиц стали и обусловлена разрушениями в зоне карбид - матрица, которые начинаются на межфазной границе с образования микрорасслоений, растрескиванием и удалением карбидной частицы из зоны контакта. При этом механизм микрорезания переходит в механизм очагового разрушения.

5. Показано, что на поверхности быстрорежущей стали в условиях трения с высокими давлениями формируется слой с чрезвычайно дисперсной фраг-ментированной структурой, состоящей из мартенсита и аустенита. Сравнение слоя трения с деформированной режущей кромкой инструмента показало, что высокие сдвиговые деформации и температура на поверхности при трении вызывают растворение мелких карбидов и отделение фрагментов материала, охватывающего пространство, где расположены крупные карбиды и их скопления. Совокупность полученных данных позволяет представить процесс разрушения режущей кромки инструмента как последовательность формирования и отделения фрагментированного поверхностного слоя.

6. Выявленные в работе закономерности коррозионно-механического и абразивного изнашивания сталей различных классов свидетельствуют о том, что совместное воздействие нагрузки и агрессивной среды полностью изменяет структуру поверхностного слоя за счет возникновения локальных структурных превращений и процессов окисления. Коррозионный фактор и микрорезание твердыми частицами приводят к тому, что идеальные с точки зрения морфологии слои разрушаются прждевременно путем хрупкого выкрашивания.

7. Установлены закономерности изнашивания диффузионных однокомпо-нентных и многокомпонетных слоев разного состава и структуры. На примере упрочнения стали диффузионным легированием и борированием показано, что нанесение тонких износостойких слоев гетерогенного строения, имеющих хорошую адгезию с основой, в состоянии успешно решить проблему надежного сопротивления высоким контактным нагрузкам и корро-зионно-абразивному износу. Причем формирование боридных слоев с зубчатой структурой обуславливает повышенный уровень статической трещи-ностойкости, что повышает стойкость твердого покрытия в условиях высоких нагрузок и воздействия абразивных частиц.

8. Разработаны рекомендации по двойной термической обработке мелкоразмерного инструмента из быстрорежущих и углеродистых сталей, позволяющих, в отличие от традиционных режимов, повысить прочностные и служебные свойства изделий за счет создания гетерогенных структур - ре-кристаллизованной матрицы в сочетании с дисперсной карбидной фазой. Предложен способ борирования инструментальной стали, позволяющий повысить ресурс работы высоконагруженных узлов трения. Разработанные способы упрочнения стали защищены авторскими свидетельствами.

Основные результаты диссертации опубликованы в следующих печатных работах:

1. О.В. Сизова, H.A. Ерофеев. Влияние дисперсности карбидной фазы на рекристаллизацию аустенита быстрорежущей стали Р6М5 // Научное управление, экономика и технология машиностроения. - М: НИИМаш. - 1982, вып. 10. - С.3-6.

2. О.В. Сизова, А.Е. Камеристов. Об отмене операции отжига при повторной термической обработке цилиндрических сверл.. - Информационный лист, ЦНИИМаш, 1982.

3. О.В. Сизова. Влияние исходной микроструктуры на прочность инструмента// Обработка резанием (технология, оборудование, инструмент).-1983,- №2,- С.14-16.

4. O.B. Сизова, В.Ф. Суховаров. Структурная наследственность в отожженной быстрорежущей стали // Изв. вузов. Черн. Мет. - 1986. - №4. -С.68-71.

5. О.В. Сизова, В.Ф. Суховаров, A.A. Хазанов. Способ термической обработки швейных игл из стали У10А,- Ав. свидетельство №1293236 СССР, 1987г.

6. О.В. Сизова, К.И. Борисов, Т.З. Сейфуллина. Структура электрохимических покрытий. - В сб. трудов Всесоюзной конференции "Порошковые материалы и плазменные покрытия", Барнаул, 1988. - С.ЗЗ-36.

7. О.В. Сизова, А.П. Чиркина, Н.Ф. Иванова. Разработка упрочняющих режимов термической обработки для изделий из инструментальной стали 65X13. - В сб."Физико-химические исследования новых конструкционных материалов", ТНЦ СО АН СССР, Томск, 1988. - С.37-45.

8. О.В. Сизова, С.Н. Кульков. Субструктурное упрочнение высоколегированной стали // Изв. вузов. Черн. Мет. - 1991. - №2. - С.44-47.

9. С.А. Башкирова, В.Е. Громов, Н.К. Дорошенко, В. Е. Павлов, Л.Б. Зуев, О.В. Сизова. Электростимулированное волочение проволоки из стали Р18. // Изв. вуз. Черн. мет. - 1991. - №2. - С.58-59.

10. В.Я. Целлермаер, В.Е. Громов, Л.Б. Зуев, В.И. Данилов, О.В. Сизова. Структура и свойства сварочной проволоки после электростимулиро-ванного волочения. // Изв. вуз. Черн.мет. - 1991. - №10 - С.64-66.

11. Л.Б. Зуев, О.В. Сизова, В.И. Данилов. О причине хрупкого разрушения сварных труб из стали 17Г2СФ.// Изв. вуз. Черн.мет,- 1991. - №10 - С.59-60.

12. В.Е. Громов, В.И. Данилов, О.В. Сизова, В.Я. Целлермаер, Л.Б. Зуев. Структура и свойства проволоки из стали 08Г2С после электростиму-лированного волочения. // ФММ,- 1992,- Т.73, №3,- С. 123-129.

13. A.B. Колубаев, В.И. Ковешников, О.В. Сизова, Г.В. Трусова. Применение износостойких боридных покрытий в узлах трения. // Изв. вуз. Черн.мет. - 1992. - №4 - С.46-48.

14. О. В. Сизова. Субструктурное упрочнение быстрорежущей стали Р6М5. // Конструирование новых материалов и упрочняющих технологий/ под. ред. М.Ф.Жукова, В.Е.Панина.-Новосибирск: Наука, 1993.- С.138-151.

15. О.В. Сизова, A.B. Колубаев, В.И. Ковешников, Г.В. Трусова, С.Ю. Тарасов. Упрочняющая обработка опор скольжения буровых долот. // Химическое и нефтяное машиностроение.- 1993.-№4. -С.25-27.

16. A.B. Колубаев, О.В. Сизова, С.Ю. Тарасов, Г.В. Трусова. Особенности структуры и триботехнические свойства боридных покрытий. - Мат.

Международного симпозиума Триболог-ЮМ -Slavjantrieb -1, Рыбинск-Москва, 1993. - С.86-88.

17. A.B. Колубаев, О.В. Сизова, Ю.Д. Новомейский, В.И. Ковешни-ков, Ю.А. Савлев. Состав для борирования стальных изделий. - Авт свидетельство №1788788, СССР. Кл.С23, С8/72.

18. A.C. Апкарьян, О. В. Сизова, Л.Б. Зуев., Г.В. Трусова. Абразивный износ стали формующей оснастки. // Стекло и керамика. - 1994. -№11-12. -С.31-32.

19. A.C. Апкарьян, О.В. Сизова, Л.Б. Зуев. Упрочнение оснастки для формования изделий из глиняных смесей. // Стекло и керамика. - 1994. -№3-4,-С.31-32.

20. A.B.Колубаев, С.Ю.Тарасов, Г.В.Трусова, О.В. Сизова. Структура и свойства однофазных боридных покрытий.// Изв.вуз. Черн. мет. - 1994. -№7. - С.49-51.

21. A.V. Kolubaev, O.V. Sizova, S.J. Tarasov, G.V. Trusova, V.V. Fadin. No we materialy odpome na zuzycic oraz techniki utwadzania powierchnie tozysk sligowich gryzow wiertnichzych. // Zagadniema Eksploatacyi maszyn. - Polska A.N. -1994. - z. 3-4. - (99-100), vol.29. - p.559-567.

22. С.Ю. Тарасов, Г.В. Трусова, A.B. Колубаев, O.B. Сизова. Структурные особенности боридных покрытий триботехнического назначения. // МиТОМ. - 1995. - №6. - С.35-38.

23. A.B. Колубаев, В.Л. Попов, О.В. Сизова, С.Ю. Тарасов. Особенности структуры поверхностных слоев металлов при трении с высокими нагрузками. - В кн. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов: В 2 т./ В.Е. Панин, В.Е. Егорушкин, П.В. Макаров и др-Новосибирск: Наука, 1995. -Т.1. -298с.

24. A.C. Апкарьян, О.В. Сизова, Л.Б. Зуев, Т.З. Сейфуллина. Разрушение поверхности стали 45 при изнашивании в свободном абразиве. - Сб. докладов Международного научно-практического симпозиума "Славянтриб-3", Рыбинск, 1995, т.З. - С.60-65.

25. O.V. Sizova, A.S. Apkaiyan, L.B. Zuev. The wear resistence of superficialy hardened steel in abrasive medium. - Сб. докл. 2-й Международной конференции "Износостойкие поверхностные слои". - Прага, 1995. С. 89-94.

26. A.V. Kolubaev, J.V. Sizova, S.J. Tarasov, G.V. Trusova. High fracture longhness boride laers for slide bearing surface. - Сб. докл. 2-й Международной конференции "Износостойкие поверхностные слои". - Прага, 1995. С. 57-62.

27. A.V. Kolubaev, J.V. Sizova, S.J. Tarasov, G.V. Trusova. Verschleißfeste Boridschichten iur Reibungssystemen // Tribologie und Schmierungstechnik. -1995. -B.42-. -Nl. -S.3-5.

28. O.B. Сизова, Л.Б. Зуев, Н.Я. Кудрявцева. Диффузионное поверхностное легирование углеродистой стали. // Изв. вуз. Физика. - 1996,- №3. -С.109-133.

29. О.В. Сизова, Л.Б. Зуев, A.C. Апкарьян, Т.З. Сейфуллина. Механизм изнашивания формующей оснастки из стали 45. // МнТОМ. -1996. -№6. - С.27-29.

30. О.Sizova, А.Kolubaev. Einfluss der Struktur von Borid-Schutzschichten auf Reibung und Gleitverschleiss// Proceedings of the International Conference (Göttingen,Germany): "Reibung, Schmierung und Verschleiss"- November-1996. S.27.1-27.4.

31. O.B. Сизова, Т.З. Сейфуллина. Абразивное изнашивание карби-досодержаших сталей и твердых покрытий.//Трение и износ,- 1997. - Т. 18, №6,-С. 812-817.

32. O.V. Sizova, L.B. Suev, T.S. Seuyfullina. Abrasionsverschieiss bei karbidreicher Stahlen und Hartstoffbeschichtungen. - Tribologie - Fachtagung,

1997, Reibung, Schmierung und Verschleiss. - Göttingen, Vortr.48/1.

33. O.V. Sizova, A.V. Kolubaev, G.V. Tmsova. Einfluß der Struktur von Borid- Schichten auf Reibung und Gleitverschleiß.// Metall.-1997.- N 12. - S.2-4.

34. O.B. Сизова, A.B. Колубаев, Т.З. Сейфулина. Влияние термо-циклирования на структуру и износ быстрорежущей стали. // Сб. докладов 14 Уральской школы металловедов-термистов "Фундаментальные проблемы физического металловедения перспективных материалов". Ижевск,

1998. С. 176- 177.

35. О.V.Sizova, T.Z.Seuyfullina, G.V.Trusova. Thermocycling Effect on Struc-ture and Wear in Highspeed Cutting Steel//Tribologia.-1998.-N 6.-P. 928937.

российская федерация

Мйнистерсгво путей йОйбщеаия ДАЛЬНЕВОСТОЧНЫ Й ГОСУДАРСТВЕННЫЙ

узююеюкшжт жтй ШОБЩЩШ

680021, Россия, г. Хабаровск, Серышева, 47 Телефон: (4212) 35 - 95 - 16, (4212) 34 - 30 - 76 Факс: (4212) 34 - 08 - 08. E-mail: root@habiigt.khv.ru

От 199 3 № Ч&2/

Российская государственная библиотека 101000, Москва, ул. Воздвиженка, 3

О направлении диссертации

Диссертационный совет КЛ14.12.01 при Дальневосточном государственном университете путей сообщения направляет учётные карточки диссертации, автореферат и диссертацию Каминского A.B. "Исследование субнано-секундными лазерными импульсами процессов перемагничивания в прозрачных магнетиках - ортоферритах" (01.04.05 - Оптика) на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук.

Приложение: 1. Диссертация - 1 экз.

2. Автореферат - 1 экз.

3. Учётная карточка - 1 экз.

Учёный секретарь диссертационного совета к. т. н.

' П'озиди?^ 3 А ¥ России \\

i. ' ?

h 0< " * & ^. • ; $Jr., № olí

присущ

док

Нача

.....Ú ê^Ml-cmé^ic^

< tí A. (N. Foc СИЛ

-/• г -.........V ^ / ¥ - ю. а ог.м-

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН

на правах рукописи

СИЗОВА ОЛЬГА ВЛАДИМИРОВНА

СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ И ТВЕРДЫХ ПОКРЫТИЙ ПРИ ТЕРМИЧЕСКОМ ВОЗДЕЙСТВИИ И ТРЕНИИ

05.16.01 - металловедение и термическая обработка металлов

Диссертация на соискание ученой степени доктора технических наук

А;"»"

Томск -1998

ОГЛАВЛЕНИЕ

ВВЕДЕНИЕ..........................................4

1. ВЛИЯНИЕ ИСХОДНОЙ СТРУКТУРЫ НА КИНЕТИКУ РОСТА ЗЕРНА В БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ............................23

1.1. Анализ процесса структурообразования быстрорежущей стали при высокотемпературном нагреве.29

1.2. Структурная наследственность при нагреве быстрорежущей стали с перлитной структурой.... 60

1.3. Анализ зависимости прочностных и режущих

свойств стали Р6М5 от структурного

состояния...................................71

Заключение к главе 1........................82

2. СТРУКТУРА И ИЗНОС БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ ПОСЛЕ

ТЕРМОЦИКЛИРОВАНИЯ................................85

2.1. Структура быстрорежущей стали после

термоциклирования...........................93

2.2. Структура быстрорежущей стали после термоциклирования и высокотемпературного нагрева... 100

2.3. Закономерности формирования и разрушения поверхностных структур при трении инструментальных сталей.............................111

Заключение к главе 2

133

3. ИЗНАШИВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ ПРИ ВОЗДЕЙСТВИИ

АБРАЗИВОМ........................................136

3.1. Изучение процессов изнашивания карбидосодержа-щих материалов..............................141

3.2. Изнашивание инструментальных сталей абразивной глинистой массой............................163

3.3. Абразивное изнашивание высоколегированных

сталей......................................176

Заключение к главе 3........................197

4. СТРУКТУРА И ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ ТВЕРДЫХ БОРИДНЫХ И

КАРБИДНЫХ ПОКРЫТИЙ...............................200

4.1. Изучение структуры и износостойкости хромовых покрытий, полученных электролитическим способом.........................................205

4.2. Диффузионное хромирование и многокомпонентное легирование поверхности.....................211

4.3. Структура и свойства боридных слоев.........222

4.4. Износостойкость боридных покрытий...........24 0

4.5. Коррозионная стойкость карбидных и боридных

слоев.......................................256

Заключение к главе 4........................2 61

ЗАКЛЮЧЕНИЕ.......................................265

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ..................................27 6

ЛИТЕРАТУРА.......................................27 9

ПРИЛОЖЕНИЯ.......................................307

ВВЕДЕНИЕ

Основным требованием, предъявляемым к сталям для режущего инструмента и изнашивающихся частей деталей машин, является сохранение свойств термически обработанного материала в режущей кромке или тонком поверхностном слое в течение длительного времени. Традиционно для изготовления режущего инструмента и формующей оснастки применяются инструментальные стали, в том числе и быстрорежущие, необходимый уровень износостойкости которых достигается за счет структурных и субструктурных резервов материала. Ориентированная на требуемые свойства система легирования быстрорежущих сталей достаточно сложна и долгое время претерпевала изменения в поисках оптимального состава. Наиболее важными свойствами стали, обеспеченными оптимальным легированием, являются сохранение твердости и теплостойкости при внешнем трении с высокими скоростями и нагрузками.

Внешнее трение сопряженных материалов имеет непо-средственую связь с упругопластической деформацией, которая обусловлена взаимодействием микронеоднородностей контактирующих поверхностей. Этот процесс сопровождается совокупностью явлений, среди которых выделим такие, как возникновение высоких локальных температур и давлений, способных вызвать фазовые превращения в поверхностном слое. Проблема формирования структуры и свойств материала в зоне трения имеет самостоятельное значение, так как (в отличие от имеющих место в условиях традици-

онных методов воздействия) эти структуры метастабильны и переходят в новое состояние под действием того или иного фактора.

В этой связи особо отметим процесс обработки металлов резанием, как протекающий в сложных температурных и деформационных условиях. Он сопровождается, как известно, многократными нагревами-охлаждениями и интенсивным трением, вызывающим износоразрушение поверхностей инструмента. Под износоразрушением понимают нарушающий работоспособность поверхности процесс дисперсионного отделения, деформационного перемещения и изменения энергетического состояния поверхности твердого тела. Быстрорежущая сталь, поэтому, наряду с высокой теплостойкостью твердого раствора (матрицы) должна содержать определенное количество нерастворившихся карбидов, сопротивляющихся износу в процессе резания и трения.

В отожженном состоянии практически весь углерод связан в карбиды, но матрица имеет низкую твердость и прочность. Во время аустенитизации вторичные карбиды растворяются, обогащая матрицу легирующими элементами и углеродом, в то время как эвтектические карбиды остаются нерастворимыми. При заключительном охлаждении образуется мартенсит. Так как температура конца мартен-ситного превращения находится ниже комнатной температуры, то в структуре сохраняется остаточный аустенит. Повышение температуры аустенитизации продолжает растворение вторичных карбидов, в результате чего возрастает твердость. Таким образом, соответствующим выбором температуры аустенитизации можно регулировать структуру и прочностные свойства стали.

Наиболее систематизированные исследования в данной области проведены прежде всего Э. Гудремоном [1], Ю.А.Геллером [2], А.П.Гуляевым [3] , М.Л. Бернштейном [4] . Применительно к парам трения - это реализация структурных превращений, характерных для данных материалов и покрытий, разработка составов и свойств новых инструментальных материалов, способных обеспечить требуемый ресурс работы инструмента и трибосопряжения. Основное внимание при этом уделялось созданию структурных критериев работоспособности, связанных с влиянием величины зерна, количества и размера частиц упрочняющей фазы, толщины и плотности покрытия.

Вместе с тем характер разрушения режущей кромки инструмента качественно отличается от такового при объемном разрушении закаленной стали. Это отличие связано с условиями работы инструмента и, прежде всего, с более сложным влиянием температуры и давления. Известно, что процесс резания и шлифования, как и любой процесс трения, характеризуется возникновением в поверхностных слоях периодических разогревов и охлаждений. Температура разогрева режущей кромки инструмента контролируется режимом резания и теплопроводностью обрабатываемого материала и инструмента. При периодическом изменении температуры на поверхности происходят необратимые структурные превращения и снижение износоустойчивости материала. Еще в исследованиях В.Д.Кузнецова и Б.И.Костецкого показано, что при обработке металлов шлифованием и резанием тончайший поверхностный слой инструмента испытывает нагрев выше точки Асз на диаграмме состояния стали. Для многих инструментальных сталей это

соответствует температуре закалки или высокотемпературного отпуска. В современной литературе по трибологии существуют различные взгляды на природу возникновения и распада структур в зоне контакта, но в том, что разрушение поверхностного слоя происходит в результате многократных воздействий, мнения исследователей совпадают.

Наиболее полное представление о характерных особенностях процессов, протекающих на поверхности, о температурах, возникающих в зоне трибоконтакта и о продолжительности выдержек при этих температурах может дать оценка структурного состояния материала. Необходимость анализа структуры поверхности вытекает еще и из малой достоверности существующих методик экспериментальной оценки и расчета теплового баланса в зоне трения, а также трудностей экспериментального определения температуры. Следует учитывать также, что тепловые воздействия при резании неразрывно связаны с деформацией, которая развивается в области температур, являющихся для большинства инструментальных сталей интервалом температур сверхпластичности.

Явление сверхпластичности при фазовых превращениях широко используется для улучшения технологических свойств сталей, в том числе и обладающих пониженной пластичностью быстрорежущих сталей. Интерес к исследованиям структурных превращений, протекающих при этом явлении, никогда не ослабевал, так как они определяют конечные свойства материала. Так, оценка влияния сверхпластической деформации на структуру сталей, полученных различными способами металлургического производства, показала [5] , что у сталей возрастает дисперсность и

равноосность карбидной фазы и повышение легированности твердого раствора. Уменьшение количества карбидной фазы после сверхпластического деформирования быстрорежущей стали при одновременном возрастании параметра решетки матрицы подтверждает гипотезу о растворении карбида М6С в процессе деформации. Можно предполагать, что при последующей закалке обогащенный легирующими элементами а-твердый раствор будет обладать более высокими механическими свойствами и теплостойкостью.

Анализ литературных данных показывает также, что в экспериментальных исследованиях изнашивания сталей эти структурные особенности учитываются недостаточно и допускается, что формирование частиц износа и структурное состояние микрорельефа в зоне контакта обусловлено исходной структурой. Причем предполагается, что свойства, присущие этой структуре, сохраняются и в процессе трения. Тем самым, вопреки хорошо известным представлениям о поведении материала в условиях силового и температурного воздействий, процесс структурообразования на контакте инструмент-материал и абразив-материал считается стабильным.

Этот недостаток в оценке износостойкости сталей сложился в силу ограниченности методических средств, которые зачастую не позволяют определить необходимые характеристики из-за многофакторности процесса трения. Тем более сложно проследить динамику изменения физико-механических и триботехнических характеристик во времени. В связи с этим анализ причин, вызывающих тот или иной износ материала сопряжен с трудностями, связанными с недостатком прямых экспериментальных данных. Кроме

того, последнее не позволяет адекватно объяснить имеющие место значительные различия в износостойкости сталей при одинаковых значениях механических свойств. Можно предположить, что объемные нагревы, например, при отпуске стали, и локальные разогревы металла в зоне трения различаются хотя бы потому, что при износе разогрев микрообъемов металла совмещен с их деформированием. Также и силовая картина нагружения при изнашивании значительно сложнее, чем при статическом растяжении или сжатии. Прежде всего это обусловлено тем, что контактирование при трении является локальным, связанным с шероховатостью поверхностных слоев твердых тел. Отсюда следует и локализация деформации, масштаб которой значительно меньше, а величина существенно больше, чем при объемном деформировании.

Особое влияние на физико-механические характеристики, состав и строение зоны трения, которое оказывает температура, связано с возможностью фазовых превращений в ограниченных объемах, с разностью коэффициентов термического расширения составляющих фаз, что вызывает возникновение микротрещин, расслоение и разрушение зоны трения. Весьма вероятно и образование субструктур, с появлением которых существенно изменяются свойства стали. Необходимо помнить, что режущий инструмент и оснастка испытывают повторные нагревы, находясь в термически обработанном состоянии. Как правило они имеют при этом многофазную структуру, состоящую из структурных составляющих неодинакового строения и свойств твердый и упругий мартенсит, вязкий аустенит и хрупкая карбидная фаза сложного химического состава и различной

дисперсности. Вся эта сложная система, подвергаясь воздействию высоких температур и давлений, претерпевает совокупность превращений и связанных с ними производных явлений, в результате которых структура и свойства рабочей поверхности инструмента весьма отличаются от исходных свойств металла, заданных предшествовавшей трению термической обработкой.

Процессы, протекающие при нагревах сталей, в том числе и многократных, традиционно привлекали внимание металловедов, так как, во-первых, высокотемпературный нагрев - это основной процесс любой термической обработки, при реализации которого и формируются основные свойства стали. Во-вторых, необходимость повторных закалок часто имеет место в практике термической обработки из-за необходимости исправления брака, связанного с предшествующими нагревами и другими причинами.

Принято считать, что комплекс свойств, формирующийся у стали в результате термической обработки, существенно зависит от размера так называемого действительного аустенитного зерна, величина которого непосредственно определяется температурой закалки - чем выше температура, тем крупнее зерно и ниже прочностные свойства стали. Результаты ряда исследований [6-8] показали, что образование зерна стали не всегда подчиняется этой простой схеме. Зачастую имеет место осложнение процесса фазовой перекристаллизации, непосредственно связанное с проявлением закона структурной наследственности. Механизм его проявления у сталей с разной исходной структурой может реализоваться по-разному, но основные его признаки заключаются в следующем: при

очень быстром или медленном нагреве восстанавливается размер зерна исходной структуры. При этом сохраняется ориентационная связь аустенита с мартенситом и некоторые его свойства. При нагреве выше точки Ас3 унвслед-ствованное зерно заменяется новым, более мелким в результате процесса, не связанного с изменением фазового состояния [7] . В быстрорежущих сталях не исключается возможность восстановления и рекристаллизации аустенит-ного зерна, здесь большое значение имеет образование субструктуры. Исследование свойств быстрорежущей стали с рекристаллизованной и фрагментированной структурой, несомненно, облегчило бы понимание закономерностей структурообразования в режущей кромке инструмента и позволило бы прогнозировать реальные сроки его эксплуатации .

Наряду с явлением вторичной закалки, неизбежно сопутствующей процессу трения, последний сопровождается и многократным термоциклированием в области температур Асх - начала фазовых превращений в сталях. Этот вид нагрева интересен тем, что за счет накопления структурных изменений материал при каждом новом цикле или через несколько циклов может приобретать структуру, недостижимую при обычных видах термообработки.

В практике термической обработки стали используются многие способы термоциклирования, различающиеся между собой по технологическим параметрам. Это процессы полной или частичной фазовой перекристаллизации, дисперсионного твердения и рекристаллизации. При совмещении пластической деформации и термоциклической обработки может быть значительно измельчено зерно и улучшены

свойства стали [8-11]. Но все исследования, связанные с изучением структуры и свойств инструментальных сталей, образующихся в процессе этих обработок, направлены на повышение рабочих свойств стали и ограничены достижением некоей конечной стабильной структуры. Попытки же получения информации об изменении закаленной структуры при многократных температурных воздействиях ограничены рассмотрением либо релаксации возникающих структурных напряжений [12], либо более полным завершением фазовых превращений, достигнутых закалкой [13].

При резании и изнашивании оба эти процесса накладываются друг на друга. Известно, напр