Износоустойчивость литых высокоуглеродистых сталей при абразивном изнашивании Текст научной статьи по специальности «Химические науки»

УДК 620.18: 669.15

ИЗНОСОУСТОЙЧИВОСТЬ ЛИТЫХ ВЫСОКОУГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ ПРИ АБРАЗИВНОМ ИЗНАШИВАНИИ

Л.Г. Журавлев, Демеке Нигусе Тадеге, Ю.Д, Корягин

В многочисленных работах по изучению абразивного изнашивания исследованы две большие группы материалов: стали с различным содержанием углерода и легирующих элементов и высокохромистые чугуны. Промежуточная область изучена в меньшей степени, в связи с чем для исследования были выбраны сплавы, содержащие около двух процентов углерода, легированные хромом, марганцем и молибденом в сравнительно небольших количествах (см. таблицу). Строго говоря, эти сплавы являются чугунами, но количество эвтектических карбидов в них невелико и они по структуре и свойствам близки к сталям.

Таблица

Химический состав сталей

Марка стали Химический состав сталей

С Бі Мп Сг Мо

215Г2Л 2,17 0,25 1,62 - -

200Х2М2ГЛ 1,98 0,24 0,64 2,15 1,66

200Х4М2ГЛ 2,01 0,28 0,71 3,69 1,59

Слитки сталей были выплавлены в печи Там-мана с графитовыми нагревателями в восстановительной среде. Отбор проб в кварцевую трубку был произведён при температуре 1600 °С.

Испытания на изнашивание проводили при трении торца цилиндрического образца об абразивное полотно, подобно тому, как это делалось в работах М.М. Хрущёва и М.А. Бабичева. Особенности конструкции испытательной машины и методики испытаний описаны в [1]. Эталоном для оценки относительной износоустойчивости е служила сталь 1 ЮГ 13Л, закалённая в воде от 1000 °С:

^обр ^обр

где Д/Эт, А/о6р - линейный износ (уменьшение длины) эталона и образца соответственно, ¿4„ й?обр -диаметры эталона и образца (около 4,5 мм).

Твёрдость измеряли методом Виккерса при нагрузке 98,1 Н.

Термическая обработка образцов заключалась в закалке в воде от различных температур. Для защиты от окисления и обезуглероживания образцы помещали в кварцевые или стальные трубки и засыпали порошком, полученным при дроблении электродов. Изменение длины образцов измеряли индикатором часового типа с ценой деления

0,01 мм.

Твёрдость исследованных сталей непрерывно снижается с повышением температуры закалки от 860 до 1000 °С (и до 1150°С - для стали 215Г2Л), тогда как износоустойчивость изменяется по кривой с максимумом (рис. 1), соответствующем закалке от 920 °С. После закалки от этой температуры стали в наибольшей мере различаются по износоустойчивости. Следует заметить, что сталь 215Г2Л, показавшая наиболее высокую износоустойчивость, имеет твёрдость ниже, чем другие исследованные стали. При закалке от 980 °С и от более высоких температур различия сталей по износоустойчивости практически исчезают, несмотря на сохраняющиеся различия твёрдостей.

Температура закалки, °С

Рис. 1. Влияние температуры нагрева под закалку на твёрдость НУ и износоустойчивость е исследованных сталей

Основываясь на многочисленных исследованиях, прежде всего на работах Л.Г. Коршунова, М.А. Филиппова и Л.С. Маликова, можно утверждать, что описанные изменения твёрдости и износоустойчивости с повышением температуры нагрева под закалку обусловлены растворением карбидов, увеличением количества остаточного аустенита и изменением степени его активности

по отношению к образованию мартенсита при охлаждении и деформировании.

Для подтверждения этого провели дилатометрическое исследование стали 200Х4М2ГЛ. Образец диаметром 4 и длиной 50 мм последовательно нагревали в дилатометре системы Шевенара (головка SN), охлаждали на воздухе и снова повторяли аналогичные циклы, всякий раз повышая температуру нагрева. Таким образом получили пять дилатограмм с температурой нагрева 800, 850, 900, 975, и 1070 °С, две из которых приведены на рис. 2. Заметим, что на всех дилатограммах при нагреве зарегистрированы значительные эффекты распада остаточного аустенита, полученного в результате неполного мартенситного превращения при охлаждении во время записи предыдущей дилатограммы, и новые эффекты мартенситного превращения. Сравнивая дилатограммы а и б на рис. 2, нетрудно заметить, что «горбы» при нагреве с вершинами при 330 и 350 °С соответственно свидетельствуют о значительном увеличении количества остаточного аустенита при повышении температуры нагрева от 800 до 975 °С. С этим согласуется снижение мар-тенситной точки с 330 °С (после нагрева до 850 °С) до 170 °С в результате нагрева до 975 °С (рис. 3). Напомним, что на каждой данной дилатограмме эффект распада остаточного аустенита обусловлен температурой нагрева при записи предшествующей дилатограммы и значением Ми на ней.

Как следует из дилатограммы на рис. 2, б, после нагрева до 1070 °С при охлаждении мартен-ситная точка находится около 110 °С и при дальнейшем охлаждении до комнатной температуры образуется лишь небольшое количество мартенсита. Следовательно, сталь 200Х4М2ГЛ после такой обработки должна состоять преимущественно из аустенита и некоторого количества карбидов, что и было подтверждено при исследовании микроструктуры образца, закалённого в воде от 1100 °С. С другой стороны, мартенсит в этом образце не был обнаружен. Это расхождение с результатом дилатометрического анализа может быть обусловлено тем, что температура закалки последнего образца выше, чем температура нагрева в дилатометре (1100 и 1070 °С соответственно), а также тем, что запись дилатограммы и микроструктурное исследование проводили на разных образцах. Кроме того, дилатометрические образцы охлаждаются на воздухе, находясь в кварцевой трубке, а образцы для всех других исследований закаливали в воде. Более медленное охлаждение в первом случае приводит к тому, что часть аустенита претерпевает превращение выше мартенситной точки. Так, на рис. 2, а этому соответствует увеличение объёма образца в интервале 510...400 °С. Аналогичные явления наблюдались и на других дилатограммах, но с повышением температуры нагрева этот эффект ослабевает вследствие повышения устойчивости переохлаждённого аустенита. При охлаждении после нагрева до 1070°С (см. рис. 2, б)

рассматриваемый эффект обнаруживается с трудом, но, по-видимому, он всё же существует. Если допустить, что в верхней части интервала превращения аустенита выше Мн, а также при более высоких температурах возможно выделение карбидов, то мартенситная точка должна несколько повыситься. Это повлечёт за собой увеличение полноты мартенситного превращения, что отображается на дилатограммах. Закалка тонкого образца в воде исключает превращения аустенита выше М„, мартенситная точка снижается, что и может объяснить отсутствие мартенсита в образце, закалённом от 1100 °С.

Рис. 2. Дилатограммы стали 200Х4М2ГЛ, полученные после предварительного нагрева до 800 (а) и 975°С (б) с охлаждением на воздухе

Мн, °С|---------,---.----,---.----,---.----,---

300 -

200 -

100 -

о_____I___i___I___1_______I_I______■_I________<_

700 800 900 1000 1100 1200

Температура нагрева, °С Рис. 3. Влияние температуры аустенитизации стали 200Х4М2ГЛ на мартенситную точку при охлаждении образцов на воздухе

90

Вестник ЮУрГУ, № 10, 2005

Журавлев Л.Г., Демеке Нигусе Тадеге, Износоустойчивость литых высокоуглеродистых

Корягин ЮД._____________________________________________сталей при абразивном изнашивании

Таким образом, вся совокупность рассмотренных выше результатов исследования - снижение твёрдости с повышением температуры нагрева под закалку, изменение характера дилатограмм и, наконец, изменение микроструктуры - свидетельствует о сохранении в стали 200Х4М2ГЛ значительных количеств остаточного аустенита вплоть до полного исключения превращений. Очевидно, что вместе с повышением количества остаточного аустенита возрастает и его стабильность, что и объясняет экстремальный характер зависимости юносоустойчивости от температуры закалки. Возрастание износоустойчивости при повышении температуры закалки от 860 до 920 °С, происходящее несмотря на снижение твёрдости, вызвано образованием метастабильного остаточного аустенита, превращающегося в мартенсит при изнашивании, как это было показано в ряде предшествовавших исследований, например в [2-4]. Снижение износоустойчивости при дальнейшем повышении температуры закалки обусловлено повышением стабильности остаточного аустенита, снижением его вклада в сопротивление изнашиванию, а также общим снижением твёрдости стали. Заметим, что твердость мартенсита при этом, конечно, возрастает, но это не может компенсировать влияние указанных выше факторов.

Известно, что наибольшая износоустойчивость, обусловленная превращением остаточного аустенита в мартенсит деформации при изнашивании, в разных сталях наблюдается при различном

количестве аустенита. Так, в стали Х12Ф1 максимум износоустойчивости достигается при 70...80% остаточного аустенита, а в стали Х12 -при 50...60% [5]. Наиболее вероятной причиной этого является более высокое содержание углерода в стали XI2, чем в Х12Ф1. С этим согласуется достижение максимума износоустойчивости в исследованных сталях после закалки от 920 °С, когда количество остаточного аустенита ещё не слишком велико.

Литература

1. Жукоеец И.И. Механические испытания металлов. -М, Высшая школа, 1986. - С. 199.

2. Попов B.C., Брыков Н.Н. Структурные изменения в нестабильноаустенитных сталях при абразивном изнашивании. // МиТОМ. - 1971. -№ 9. - С. 54-55.

3. Влияние мартенситного превращения на упрочнение и износоустойчивость аустенитных сталей при трении / Л.Г. Коршунов, И.Н. Богачёв, Л.Д. Чумакова, Г.И. Ткачёва // ФММ. - 1973. -Т. 36. - Вып.5. — С. 1005.

4. Филиппов М.А., Луговых В.Е., Адрианов-ская Н.Б. Износоустойчивость углеродистых ме-тастабильных аустенитных сталей при абразивном изнашивании. // МиТОМ. - 1989. - № 5. -С. 55-58.

5. Попов B.C., Лутка В.Л. Изменения в поверхностном слое ставов при абразивном изнашивании. //МиТОМ. -1974. -№ 8. - С. 77-78.