CC BY
78
Исследование структуры и свойств деформированных.
Сидельников С.Б., ЦовженкоН.Н, ТрифоненковЛ.П. идр.
г.100 um.
Исследования проведенні при реализации государственной программы поддержки развития кооперации и использования субсидий ФГАОУ ВПО «Сибирский федеральный университет» и ООО «РУСАЛ ИТЦ», совместно участвующих в рамках договора №13.025.31.0083 с Министерством образования и науки России в выполнении комплексного проекта по созда-нию высокотехнологичного производства по теме «Разработка технологии получения алюминиевых сплавов с редкоземельными, переходными металлами и высокоэффективного оборудования для производства электротехнической катанки ».
Рис. 3. Микроструктура проволоки из сплавов с различным содержанием мишметалла: а, б - образец №1 с 0,5% ММ; в, г - образец №4 с 4% ММ; а, в - х200; б, г - х1000
Рис. 4. Микроструктура проволоки из сплавов, легированных лантаном, образец №8 (а,б), и никелем, образец №11 (в, г);
а, в - х200; б, г - х1000
Список литературы
Исследование структуры металла и оценка свойств опытных образцов из сплава системы Al-РЗМ, полученных совмещенными методами литья и обработки давлением / Сидельников С.Б., Довженко Н.Н., Ворошилов Д.С. и др. // ВестникМГТУ им. Г.И. Носова. 2011. №2. С.23-28. Сидельников С.Б., Довженко Н.Н., Загиров Н.Н. Комбинированные и совмещенные методы обработки цветных металлов и сплавов: монография. М.:МАКС Пресс, 2005. 344 с. Повышение эффективности производства профилей из алюминиевых сплавов на основе управления тепловыми условиями процесса прессования / Беляев С.В., Довженко Н.Н., Сидельников С.Б. и др. // Журнал Сиб. фед. ун-та. 2009. №4. С. 418-426.
Bibliography
Sidelnikov, S.B., Dovzhenko, N.N., Voroshilov D.S., etc., The study of metal structure and assessment of the test samples properties of Al-REM alloys obtained by combined methods of casting and forming. Bulletin of the Magnitogorsk State Technical University under the name of G.I. Nosov, vol.2, 2011, pp 23-28.
Sidelnikov S.B., Dovjenko N.N., Zagirov N.N. Combined and complex methods of forming of non-ferrous metals and alloys: monograph. // M.:MAX Press, 2005. - 344 p.
Belyaev S.V., Dovjenko N.N., Sidelnikov S.B. etc. Increasing production efficiency of profiles made of aluminum alloys based on control the termal conditions of extruding process. Magazine of Siberian Federal University, №4, 2009, pp 418-426.
УДК 620.1:669.1
Гадалов В.Н., Афанасьев А.А., Романенко Д.Н., Болдырев Ю.В., Рагулина Л.Г., Шеставина С.В.
АБРАЗИВНАЯ ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ С ЦЕМЕНТИТОСОДЕРЖАЩИМИ СТРУКТУРАМИ
Абразивное изнашивание заключается в отделении частиц металла от изнашиваемой поверхности абразивными телами, которые под действием нор -мальной нагрузки внедряются в поверхность металла и, при движении по этой поверхности, срезают с нее микростружку. По отношению к металлическим материалам абразивными телами являются частицы, имеющие более высокую твердость, чем металл. Такими абразивными телами могут являться природные частицы минерального происхождения: кварц, гранит,
глинозем и т.д. Их отличительная особенность - высокая твердость и высокая механическая прочность. Наиболее часто встречающийся в природе абразив -кварцевый песок, имеет твердость около 10000 МПа и прочность на сжатие 280 МПа.
Отделение продуктов износа с поверхности металла при абразивном изнашивании происходит в ре -зультате либо однократного, либо многократного воздействия абразивных тел на единичный объем метал -ла. В первом случае в зоне трения реализуются про-
цессы микрорезания, во втором - процессы пластического деформирования (микросмятия). При этом интенсивность изнашивания в первом случае значитель но выше, чем во втором. Реализация того или иного механизма изнашивания зависит от соотношения твердостей материала и абразива. Переход от микро смятия к микрорезанию происходит при условии
Им/На=0,7 , (1)
где Нм и На - соответственно твердости металла и абразивных частиц.
В области микрорезания (при
Нм<0,7Нд) относительная износостойкость прямо пропорциональна твердости изнашиваемого материала:
в = в-Им, (2)
где в - некоторая константа, определяемая свойствами материала.
Зависимость (2) справедлива для ряда технически чистых отожженных сталей, т.е. для весьма мягких материалов. Для этих же материалов справедлива зависимость износостойкости от их модуля упругости, выражаемая формулой:
£ = 0,49-10-3-и1’3, (3)
где и - модуль нормальной упругости (Юнга).
При изнашивании по механизму пла-стического деформирования износостойкость материала уже не определяется такими простыми зависимостями в этой области кроме силовых факторов, большую роль, а иногда главную, в определении уровня износостойкости играют ха -рактеристики структуры и усталостные свойства изнашиваемого материала.
О наличии таких связей в литературных источниках по износу [1, 2] имеются многочисленные указания. Общепризнанным здесь является тот факт, что наибольшей износостойкостью обладают материалы с многофазными (гетеро-фазными) структурами, насыщенными твердыми и тугоплавкими фазами: карбидами, нитридами, боридами и т.п.
Различия в износостойкости таких материалов обусловливаются типом включений, их количеством, размерами и формой. Кроме того, на износостойкость гетерофазных структур влияет тип металлической матрицы и ее свойства, главным образом твердость и усталостная прочность.
Представление о влиянии структуры металлических материалов на их износостойкость и ударную вязкость можно получить, анализируя данные работы [3], где приведены результаты испытания служебных свойств наплавленных железохромистых сплавов.
Микроструктуры некоторых сплавов, расположенных в порядке увеличения содержания в них уг-
лерода, и их характеристики представлены в таблице.
Структуры, абразивная износостойкость и ударная вязкость наплавленных материалов
Химический состав материалов (наплавок), приведенных в таблице, отличается только содержанием углерода, однако структура и свойства этих материалов различаются коренным образом. Доэвтектоидные сплавы (№ 1 и 2) имеют невысокую твердость и относительно небольшую износостойкость, однако ударная вязкость их довольно высокая, особенно у сплава № 1 с ферритно-перлитной структурой.
Заэвтектоидные сплавы, (№3 и 5), структура которых представлена сплошной карбидной сеткой, имеют повышенную твердость и износостойкость по сравнению с первыми, однако отличаются чрезвычайно низкой ударной вязкостью. Их хрупкость обусловлена, по-видимому, тем, что разрушающая трещина проходит по карбидной сетке, не встречая сопротивления вязких участков. Наконец, сплав № 4 занимает особое место в ряду рассматриваемых материалов, он имеет наивысшую твердость и износостойкость, в то же время его ударная вязкость находится на удовлетворительном уровне. Такое благоприятное соотно-
Но- мер спла- ва Хими- ческий состав Вид микроструктуры Описание структуры Твер- дость Относи- тельная износостой- кость Удар- ная вяз- кость, Дж/см2
1 С - 0,2% Сг-5% я Ферритно- перлитная структура 383 1,19 5,5
2 С - 0,7% Сг-5% Мартенсит + остаточный аустенит 561 1,50 4,8
3 С - 1,3% Сг - 5% яіи Карбидная фаза по границам зерен + твердый раствор с троостит-ным распадом 685 2,03 3 2
4 С - 2,4% Сг-5% Ш! Избыточные карбиды в ледебу-ритной эвтектике 700 2,66 1,8
5 С - 3,0% Сг-5% Ледебу-ритная эвтектика + твердый раствор 652 2,25 1,2
шение свойств у названного сплава получилось благодаря его своеобразной структуре.
Как можно видеть по микрофотографии, помещенной в таблице, структура сплава № 4 состоит из отдельных крупных карбидных включений, изолированных друг от друга тонкими участками вязкого твердого раствора, которые обеспечивают материалу повышенную ударную вязкость.
Таким образом, можно заключить, что для получения максимально возможной износостойкости и высокой ударной вязкости структура гетеро-фазного материала должна отвечать так называемому правилу Шарпи, которое состоит в том, что частицы твердой фазы должны быть изолированные друг от друга участками достаточно пластичной и вязкой матрицы.
Решающее влияние на абразивную износостойкость оказывает содержание твердой фазы в структуре изнашиваемого материала. В работе [4] показано, как влияет содержание цементитных частиц в структуре диффузионного слоя стали Э0ХЗГ2Ф на ее абразивную износостойкость (рис. 1).
Содержание д структуре твердой
фазы цементита, % шлифа
Рис 1. Зависимость относительной износостойкости (эталон - сталь) цементованной стали 30ХЗГ2Ф от содержания цементитных включений в диффузионном слое; абразивная среда - кварцевый песок [4]
Как видно из рис. 1, износостойкость цементитсодержащего материала при содержании в структуре небольшого количества частиц твердой фазы (примерно до 50%) при воздействии кварцевого песка невелика (в = 1,5-3) и практически прямо пропорциональна содержанию этой фазы. При более высоком содержании цементита в структуре изнашиваемого слоя его износостойкость интенсивно возрастает, достигая при содержании цементита более 80%, очень высоких величин (в = 4-10 и более).
Очевидно, что при малых содержаниях в структуре материала твердых включений механизм его абразивного изнашивания соответствует микрорезанию, когда частицы износа отделяются от поверхности металла за один проход абразивного тела (частицы песка). При высоком содержании твердой фазы в структуре материала для отделения такого же фрагмента изнашиваемой поверхности необходимо многократное воздействие на нее абразивных частиц, т.е. многократное упругое и пластическое деформирование материала перед его разрушением.
Микроструктура нитроцементованного слоя стали 30ХЗГ2Ф, соответствующая износостойкости 8=5 (по схеме на рис. 1), представлена на рис. 2.
Рис. 2. Микроструктура диффузионного слоя стали 30ХЗГ2Ф, цементованного при 900°С в течение 6 ч. Содержание карбидов цементита на поверхности 80%, относительная износостойкость при изнашивании в кварцевым абразиве е = 5 (эталон - сталь) (х500)
Таким образом, для получения высокой износостойкости стали в массах, содержащих абразивные частицы, необходимо, чтобы при ее упрочняющей обработке (цементации) в диффузионных слоях было бы получено максимальное количество карбидов или других твердых фаз. С другой стороны, карбиды, как известно, отличаются повышенной хрупкостью, и динамическое приложение внешней нагрузки может привести к их разрушению и, следовательно, к снижению упрочняющего эффекта. Для обеспечения высокого уровня ударной вязкости гетерофазных материалов необходимо сформировать при упрочнении некий специфический вид структуры, способный со -противляться как абразивному воздействию, так и ударам при изнашивании.
Для установления роли карбидной фазы в повы-шении абразивной износостойкости сплавов рассмотрено деформирование пластичной матрицы и связан -ное с этим разрушение карбидных частиц, а также разделение матрицы и карбидной частицы (образование пор на межфазных границах), т.е. элементарные акты, из которых слагается абразивное изнашивание.
виг1а^ с соавтором [5, 6] исследовали влияние частиц цементита сфероидированной стали (1,051,47% углерода) и установили, что при ее деформации могут произойти как разрывы по поверхности раздела между карбидной частицей и матрицей, так и растрескивание самих карбидных частиц. Образование пор на границах раздела начинается у частиц большого размера, при этом происходит преимущественное растрескивание крупных частиц. Если, например, средний размер всех карбидных частиц в стали составляет 1,3 мкм, то средний размер разрушенных частиц - 2,2 мкм. Почти во всех случаях для разделения карбидной частицы и матрицы необходимо пластическое течение последней, трещины в частицах цементита также появляются после пластического течения матрицы. Концентрация напряжений и, следовательно, деформации в матрице вблизи поверхности твердых частиц зависят от формы последних: для частиц сферической или близкой к сферической фор -ме коэффициент концентрации напряжений равен
двум, при частицах удлиненной формы он существенно больше (достигает десяти и выше). Из моделей, разработанных для анализа растрескивания цементита в двухфазных структурах с карбидными ча-стицами в окружении твердого раствора, применяется модель, разработанная Дж. Гурландом [7].
1 1
" а " 2 " 2ув "
1+а _я(1 - V) Ь _
где тЕ - эффективное касательное напряжение, необходимое для растрескивания цементного барьера на пути скопления дислокаций; а - ширина цементитно-го барьера; Ь - длина дислокационного скопления; у -поверхностная энергия трещины; G - модуль сдвига матрицы; V - коэффициент Пуассона.
Если подставить в уравнение (4) действительные значения параметров: & = 1,05* 105 МПа, у = 0,ЮЬ, где Ь - вектор Бюргерса, равный 310-10 м, то для различных цементитных частиц и различных расстояний между ними (й и I) можно подсчитать напряжения, необходимые для растрескивания этих частиц (рис. 3).
Рис. 3. Напряжения сдвига, необходимые для растрескивания цементитных частиц в стали, в зависимости от расстояния между частицами /; размеры частиц: 1 - С = 2 мкм; 2 - С = 5 мкм;
3 - С = 10 мкм; 4 - С = 20 мкм
Полученные расчетами напряжения сдвига соответствуют пределу текучести сталей с содержанием до 0,85% углерода (ат = 200-1000 МПа).
Почти точное совпадение значений тЕ и ат подтверждает справедливость модели скопления дислокации, согласно которой на величину тЕ влияют размеры карбидных частиц и расстояния между ними. Обе этих характеристики обусловливаются степенью блокиро -вания дислокаций, которая резко увеличивается при некотором критическом расстоянии между частицами (Ькр), равном, как видно из рис. 3, примерно 1 мкм.
При большом содержании карбидов в структуре гетерофазного материала, когда расстояние между ними становиться равным или меньшим критического, дислокации в матрице стесняются (блокируются) настолько, что пластическая деформация становится практически невозможной, и для разрушения карбидных частиц требуется резкое увеличение напряжений сдвига до уровня предела их прочности. Износостойкость материала при этом резко увеличивается.
Отделение частиц твердой фазы от матрицы (рас-
трескивание по межфазным границам) происходит под действием локальных напряжений на поверхности раздела. Нарушения связи не произойдет, если прочность границы раздела будет больше максимальной компоненты растягивающего напряжения а2 при пластическом течении матрицы в области, прилегающей к частице твердой фазы. Согласно [7]
С7=2к+ох, (5)
где к - критерий текучести (общепринятый предел текучести при сдвиге); ох - поперечная компонента напряжений, вызывающих течение матрицы.
Уравнение (5) показывает потенциально важную роль поперечной компоненты напряжений сжатия в устранении возможности образования разрывов между частицами твердой фазы и матрицей. Величину этих напряжений в сталях можно регулировать химико-термической и последующей термической обработкой.
В работе [8] показано, что в сталях при их быстром охлаждении от 700°С возникают структурные сжимающие напряжения в результате разности коэффициентов термического расширения карбидов и ферритной матрицы. Наибольшей величины (до 700 МПа) эти напряжения достигают в присутствии карбидов воль -фрама WC, и значительно меньшей (140 МПа) - в присутствии цемента Б3С. Следовательно, если в процессе химико-термической обработки стали в ее диффузион-ных слоях будут формироваться избыточные частицы твердой фазы, то на поверхности такой стали будут возникать структурные сжимающие напряжения, что имеет весьма важное практическое значение.
В работе [9] установлено, что в результате цементации стали ХВГ при 920°С в ее наружной зоне выделяется большое количество избыточного цементита и формируются сжимающие остаточные напряжения, примерно в 2 раза превышающие такие напряжения в нецементованных образцах (рис. 4).
Рос стояние от поверхности, мм
Рис. 4. Остаточные напряжения в цементованных (1) и нецементованных (2) образцах стали ХВГ [9]
Когда содержание частиц твердой фазы в структуре достигает такого значения, при котором вязкое разрушение переходит в хрупкое, для частиц цеме-титного типа это содержание составляет примерно 75-80%, абразивное изнашивание ее должно прекра-титься, уступив место истиранию карбидов кварцевыми частицами, содержанию будет соответствовать резкое повышение износостойкости (см. рис. 4).
Критическое напряжение ор, необходимое для разрушения композита с цементитными частицами в
структуре, может быть оценено с использованием критерия Гриффитса - Орована:
Gp = k
ЕУг
lc
1
(б)
где к - постоянная, учитывающая концентрацию напряжений в матрице возле поверхности частиц; Е -модуль упругости сплава; ур - удельная работа разрушения (образованию новых поверхностей); 1С - длина дефекта, инициирующего разрушения.
Согласно [10] для сферических включений к = 2, при удлинительных включениях, как уже отмечалось, эта величина существует в уравнении (6), определяется модулем главного компонента, т.е. кардита. Параметр 1С в теории хрупкого разрушения связан с местоположением зародыша трещины. Когда разрушение начинается в крупных частицах, за величину 1С принимается диаметр частицы.
Подставив в уравнение (6) значение параметров, соответствующих цементиту, а именно: Ецем =
2,16-105 МПа, ур = Е'в/30 (где вектор Бюргерса можно принять равным среднему межатомному расстоянию в решетке цементита: Ь = 3,108 см), 1С = 10-4-10-3 см, k = 2, можно вычислить зависимость максимальной прочности ар цементитсодержащего композита (рис. 5). Полученная зависимость для материала с цементит-ными частицами более - 5104 см удовлетворительно соответствует характеру экспериментальной зависимости, приведенной в работе [10], для металлокерамических спеченных сплавов WC-Co с таким же размером частиц.
I
I
!
I
ОА
0,6
0,8
Размерный параметр — мкм
(]2
Рис. 5. Максимальная прочность оР сплавов в функции от диаметра карбидных частиц (при 75-80% карбидной фазы в сплаве): 1 - спеченные твердые сплавы WC - Со; 2 - сплавы РезС - Ре, вычисленные по уравнению (6)
Согласно основной предпосылке, вытекающей из приведенного анализа, наибольшую эффективность поверхностного упрочнения твердофазными включениями можно ожидать при максимальном насыщении поверхности стали частицами твердой фазы, в частно-
сти цементитом (70% и более). При этом частицы твердой фазы должны иметь сферическую форму и должны быть изолированы друг от друга участками вязкой матрицы. В этом случае следует ожидать очень высокую износостойкость деталей в абразивной сфере.
Работа выполнена в рамках реализации Федеральной целевой программы «Научные и научнопедагогические кадры инновационной России» на 2009-2013 годы.
Список литературы
1. Хрущов М.М., Бабичев М.А. Абразивное изнашивание. М.: Наука, 1970. 252 с.
2. Костецкий Б.И. Поверхностная прочность материалов при трении. Киев: Техника, 1976. 292 с.
3. Хрущов М.М. Износостойкость и структура твердых наплавок. М.: Машиностроение, 1971. 95 с.
4. Колмыков В.И., Переверзев В.М. Анализ процесса изнашивания буровых долот, упрочненных карбидной фазой // Повышение эффективности и качества использования недр КМА. Воронеж: ВГУ, 1980. С. 94-98.
5. Gurland I. Observation on the fracture of cementite particles in a spheroid 1,05% steel deformed at room temperfture // Abta met. 1972. №5.
P. 735-741.
6. Anand, L., Gurland I. Effect of internal boundaries on the yield strengths of spheroid steel // Met.Trans. 1976. A.7. № 2. P. 191-197.
7. Гурланд, Д.Ж. Разрушение материалов с дисперсными частицами в металлической матрице // Разрушение и усталость. М.: Мир, 1978. 58 c.
8. Stuart H., Ridley N. Thermal expansion of some carbides and tessellated stresses in steels // Iron and steel inst. 1970. № 12. P. 1089-1092.
9. Переверзев В.М., Бартенев В.Б. Влияние способа цементации на
распределение закалочных напряжений в стали ЧВГ // Химико-
термическая обработка металлов и сплавов. Минск: БПИ, 1977. С. 66-68.
10. Туманов В.И., Конюхова Л.А., Креймер Г.С. Эффективная поверхностная энергия и прочность хрупких сплавов // ФММ. 1974. № 4. С. 843-849.
Bibliographic
1. Khrushchev, M.M. Abrasive wear [Text] / M.M. Khrushchev, M.A. Babichev // Moscow: Nauka, 1970. 252 p.
2. Kostecki, B.I. Surface strength of materials under friction [Text] / B.I. Kostecki // Kiev: Tekhnika, 1976. 292 p.
3. Khrushchev, M.M. Wear resistance and structure of solid surfacing [Text] / MM Khrushchev / M: Mechanical Engineering. 1971. 95 p.
4. Kolmykov, V.I. Analysis of the wear process will rovyh-bits, hardened carbide phase [Text] / V.I. Kolmykov, V.M. Pereverzev // In. Improving the efficiency and quality of subsurface MRA. Voronezh: Voronezh State University. 1980. P. 94 - 98.
5. Gurland, I. Observation on the fracture of cementite particles in a spheroid 1,05% steel deformed at room temperfture [Text] / I. Gurland // Abta met. 1972. №5. P. 735-741.
6. Anand, L. Effect of internal boundaries on the yield strengths of spheroid steel [Text] / L. Anand, I. Gurland // Met.Trans. 1976. A.7. № 2. P. 191 -197.
7. Gurland, D.J. The destruction of materials dispersed particles in a metal matrix [Text] D.J. Gurland // in the book. Destruction and the mouth-cavity. Moscow: Mir, 1978. 58 P.
8. Stuart, H. Thermal expansion of some carbides and tessellated stresses in steels [Text] / H. Stuart, N. Ridley // Iron and steel inst. 1970. № 12. P. 1089-1092.
9. Pereverzev, V.M. Influence of cementation on the distribution of quench stresses in steel ChVG [Text] / V.M. Pereverzev, V.B. Bartenev / Chemical -thermal treatment of metals and alloys. Minsk: BPI, 1977. P. 66-68.
10. Tumanov, V.I. Effective on the surface energy and the strength of brittle alloys [Text] V.I. Tumanov, L.A. Konyukhova, G.S. Kramer // PMM. 1974. № 4. P. 843 - 849.
