Повышение износостойкости NiCrBSi покрытий, формируемых газопорошковой лазерной наплавкой Соболева Наталья Николаевна

Содержание к диссертации

Введение

ГЛАВА 1 Литературный обзор 1..6..

1.1 Методы формирования покрытий 1..6..

1.1.1 Покрытия и методы их нанесения 1..6..

1.1.2 Лазерная наплавка 1..8..

1.1.3 Газопорошковая лазерная наплавка (ГПЛН) 1..9

1.2 NiCrBSi покрытия 2..4..

1.2.1 Морфология, структура и фазовый состав NiCrBSi покрытий, полученных лазерной наплавкой 2..6..

1.2.2 Микромеханические характеристики NiCrBSi покрытий 3..0..

1.2.3 Износостойкость NiCrBSi покрытий 3..4..

1.3 Композиционные NiCrBSi–TiC покрытия 3..7..

1.4 Влияние термического воздействия на характеристики NiCrBSi покрытий 4..2..

1.5 Поверхностная деформационная обработка покрытий 4..6..

1.6 Постановка задачи исследования 4..9..

ГЛАВА 2 Материалы, методика эксперимента и методы исследования 5..3..

2.1 Исследованные материалы 5..3..

2.2 Газопорошковая лазерная наплавка покрытий 5..4..

2.3 Термическая обработка покрытий (термическое воздействие) 5..5..

2.4 Фрикционная обработка покрытий 5..6..

2.5 Методика проведения трибологических испытаний 5..8..

2.6 Микромеханические испытания 6..0..

2.7 Методы исследования фазового состава, структуры покрытий и топографии поверхностей CLASS 6..1.. ГЛАВА 3 Влияние состава наплавляемых лазером nicrbsi порошков на структуру, фазовый состав, микромеханические и трибологические свойства покрытий 6..3. CLASS

3.1 Структура и фазовый состав NiCrBSi покрытий 6. 3

3.2 Микромеханические свойства NiCrBSi покрытий 7..0..

3.2.1 Микротвердость покрытий 7..0.

3.2.2 Характеристики микроиндентирования покрытий 7..4.

3.3 Трибологические свойства и механизмы изнашивания

NiCrBSi покрытий 7..7.

3.3.1 Изнашивание покрытий закрепленным абразивом 7..7.

3.3.2 Трение скольжения покрытий в окислительной и безокислительной газовых средах 8..7.

Выводы к главе 3 9..3.

ГЛАВА 4 Создание износостойких композиционных nicrbsi–tic покрытий методом газопорошковой лазерной наплавки 9..6.

4.1 Структура и фазовый состав NiCrBSi–TiC покрытий 9..6.

4.2 Микротвердость наплавленных лазером NiCrBSi–TiC покрытий .1..0..0.

4.3 Влияние состава покрытий NiCrBSi–TiC на трибологические свойства в условиях абразивного изнашивания и трения скольжения 1..0..2.

4.3.1 Износостойкость и механизмы изнашивания NiCrBSi–TiC лазерных наплавленных покрытий при испытании по закрепленному абразиву различной твердости 1..0..2.

4.3.2 Трибологические свойства наплавленных лазером NiCrBSi– TiC покрытий в условиях трения скольжения без смазки 1..1..3.

Выводы к главе 4 1..1..7.

ГЛАВА 5 Получение износостойких nicrbsi покрытий с особо высоким уровнем теплостойкости комбинированной лазерно-термической обработкой .1..1..9.

5.1 Влияние нагрева на микротвердость и трибологические свойства покрытия ПГ-10Н-01 1..1..9.

5.2 Влияние нагрева на структуру и фазовый состав покрытия ПГ-10Н-01 1..2..1.

5.3 Комбинированная лазерно-термическая обработка 1..2..7.

Выводы к главе 5 1..3..0.

ГЛАВА 6 Влияние фрикционной обработки на структуру, микромеханические и трибологические свойства nicrbsi покрытия, полученного газопорошковой лазерной наплавкой 1..3..2.

6.1 Влияние технологических параметров фрикционной обработки на упрочнение и качество поверхности покрытия ПГ-СР2 1..3..2.

6.2 Влияние фрикционной обработки на микромеханические свойства покрытия ПГ-СР2 1..4..0.

6.3 Структурно-фазовое состояние поверхности покрытия ПГ-СР2, подвергнутого фрикционной обработке 1..4..4.

6.4 Влияние фрикционной обработки на трибологические свойства покрытия ПГ-СР2 в условиях абразивного изнашивания и трения скольжения 1

6.4.1 Износостойкость в условиях абразивного изнашивания покрытия ПГ-СР2, упрочненного фрикционной обработкой 1..4..8.

6.4.2 Трибологические свойства в условиях трения скольжения без смазки покрытия ПГ-СР2, упрочненного фрикционной обработкой 1..5. 0

6.4.3 Трибологические свойства в условиях трения скольжения со смазкой покрытия ПГ-СР2, упрочненного фрикционной обработкой 1..5. 4

Выводы к главе 6 1..5..9.

Заключение 1..6. 2

Список литературы

• Микромеханические характеристики NiCrBSi покрытий
• Фрикционная обработка покрытий
• Микромеханические свойства NiCrBSi покрытий
• Износостойкость и механизмы изнашивания NiCrBSi–TiC лазерных наплавленных покрытий при испытании по закрепленному абразиву различной твердости

Введение к работе

Актуальность темы исследования и степень ее разработанности

Эффективным средством повышения долговечности и надежности различных деталей и инструмента является формирование на их поверхности высокопрочных, износостойких и коррозионностойких покрытий. Среди различных методов получения покрытий прогрессивной технологией является лазерная наплавка, в процессе которой тонкий поверхностный слой основного металла оплавляется лазерным лучом совместно с присадочным материалом. Интерес к лазерной наплавке резко возрос в связи с развитием лазерных аддитивных технологий.

NiCrBSi покрытия находят широкое применение в различных отраслях промышленности как при восстановлении изношенных деталей, так и для улучшения качества поверхности новых изделий. Структура таких сплавов обычно состоит из вязкой низкопрочной матрицы и некоторого количества упрочняющих карбидов и боридов, влияние которых на абразивную износостойкость покрытий неоднозначно в зависимости от твердости абразива. Поэтому представляется важным проведение исследований трибологических характеристик NiCrBSi покрытий при скольжении по абразивам, твердость которых будет находиться в различном соотношении с твердостью основных упрочняющих фаз покрытий. При этом формирование различных по составу и твердости упрочняющих фаз в наплавленных покрытиях может быть достигнуто за счет изменения количества углерода, хрома и бора в составе наплавляемого порошка.

При наличии большого количества работ по испытаниям NiCrBSi покрытий на трение скольжения в окислительной воздушной среде, исследованиям трибологических свойств указанных покрытий в безокислительной газовой среде в литературе не уделялось внимания. Влияние окислительной среды на износостойкость может быть различным в зависимости от уровня прочности материалов. В этой связи представляется важным проведение сравнительных испытаний NiCrBSi покрытий с различным уровнем твердости на трение скольжения в окислительной и безокислительной газовых средах.

Создание композиционных NiCrBSi–TiC покрытий является одним из методов дополнительного повышения износостойкости хромоникелевых покрытий, формируемых газопорошковой лазерной наплавкой. Однако в зависимости от количества карбида титана можно ожидать разной эффективности использования добавок высокопрочных частиц TiC для повышения износостойкости покрытий в условиях реализации различных механизмов изнашивания при трении и абразивном воздействии. Поэтому важным как с научной, так и с практической точек зрения представляется изучение структурно-фазового состояния, твердости и поведения в разнообразных условиях изнашивания композиционных NiCrBSi–TiC покрытий, сформированных на поверхности стали лазерной наплавкой.

Покрытия из сплавов NiCrBSi находят широкое применение для улучшения качества изделий, эксплуатируемых в условиях значительного нагрева (валки и рольганги в станах горячей прокатки, штампы горячего деформирования и др.). Имеющиеся в литературе сведения о влиянии термического воздействия на свойства NiCrBSi покрытий, сформированных различными способами, противоречивы. При этом применительно к полученным лазерной наплавкой покрытиям температуры

нагрева не превышали, как правило, 550-800 С. В связи с этим важной задачей является установление температурных условий применения NiCrBSi покрытий и поиск путей повышения термической стабильности их структуры и свойств.

Особенностью наплавленных лазером слоев является значительная волнистость и шероховатость поверхности. Это недопустимо для прецизионных узлов трения. Традиционное шлифование абразивными кругами наплавленных поверхностей может сопровождаться появлением «прижогов» и микротрещин, а также опасных растягивающих напряжений, которые приводят к снижению эксплуатационной стойкости деталей. В этой связи актуальным является поиск финишной технологии обработки поверхности покрытий, которая позволит устранить недостатки шлифования, обеспечив одновременно дополнительное повышение прочностных и трибологических свойств, формирование благоприятного напряженного состояния, а также низкую шероховатость поверхности. Перспективным представляется использование в качестве финишной обработки покрытий такого способа поверхностного пластического деформирования как фрикционная обработка скользящими инденторами.

Работа выполнена в соответствии с основными направлениями научной деятельности лаборатории конструкционного материаловедения ФГБУН "Институт машиноведения Уральского отделения Российской академии наук" в рамках государственного задания по теме № 01201375904, а также при поддержке проектов президиума РАН № 12-П-1027, ОЭММПУ РАН № 12-Т-1-1010, ОФИ УрО РАН 11-1-11-УТ, УрО РАН № 15-9-12-45, РФФИ № 16-38-00452_мол_а, проекта молодых ученых и аспирантов УрО РАН № 11-1-НП-575.

Цель диссертационной работы – изучение возможности повышения износостойкости, прочности и теплостойкости наплавленных лазером NiCrBSi покрытий за счет изменения состава порошков и дополнительных термической и фрикционной обработок.

Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:

1. Исследовать возможность повышения микромеханических и
трибологических характеристик в зависимости от условий абразивного
изнашивания (абразив различной твердости) и трения скольжения (окислительная
или безокислительная среда) NiCrBSi покрытий за счет изменения содержания
углерода, хрома и бора в наплавляемом лазером порошке.

2. Изучить возможности дополнительного упрочнения и повышения
сопротивления абразивному и адгезионному изнашиванию путем создания при
газопорошковой лазерной наплавке композиционных NiCrBSi–TiC покрытий.

1. Исследовать влияние термического воздействия в интервале температур 200-1050 С на структуру, фазовый состав, микротвердость и трибологические свойства при скольжении по закрепленному абразиву NiCrBSi покрытия, сформированного лазерной наплавкой, и установить на этой основе возможности улучшения его характеристик комбинированной лазерно-термической обработкой.

2. Рассмотреть возможность применения финишной фрикционной обработки для дополнительного повышения микромеханических и трибологических характеристик поверхностных слоев NiCrBSi лазерного наплавленного покрытия при одновременном обеспечении благоприятного напряженного состояния и низкой шероховатости поверхности.

Научная новизна:

1. Установлено, что в условиях испытаний по закрепленному абразиву
эффективность повышения износостойкости за счет формирования NiCrBSi и
композиционных NiCrBSi–TiC покрытий лазерной наплавкой определяется главным
образом не средней твердостью покрытий, а твердостью упрочняющих фаз (Cr₂₃C₆,
Cr₇C₃, CrB, TiC и др.) и механизмами изнашивания (микрорезание или царапание),
развивающимися в зависимости от соотношения твердости упрочняющих фаз
покрытия и твердости абразивных частиц (~3000 HV у карбида кремния, ~2000 HV у
корунда и ~1000 HV у кремня).

2. При высокотемпературном (1000-1075 С) отжиге полученных лазерной
наплавкой NiCrBSi покрытий обнаружен новый эффект повышения их твердости и
износостойкости, обусловленный формированием высокопрочного износостойкого
каркаса из крупных карбидных и боридных частиц.

3. Впервые для наплавленного лазером NiCrBSi покрытия установлено формирование финишной фрикционной обработкой наноструктурированного упрочненного градиентного слоя, обладающего повышенной износостойкостью в условиях трения скольжения и абразивного изнашивания, при одновременном обеспечении наношероховатости поверхности и сжимающих напряжений в слое.

4. Показано, что повышение износостойкости наплавленных лазером покрытий путем оптимизации их состава и проведения наноструктурирующей фрикционной обработки обусловлено ограничением процессов микрорезания при абразивном воздействии, пластического оттеснения и адгезионного схватывания при трении скольжения вследствие установленной методом кинетического микроиндентирования повышенной способности более прочных поверхностных слоев покрытий деформироваться преимущественно в упругой области (без остаточного формоизменения), а также эффективнее сопротивляться пластическому деформированию после начала течения материала.

Практическая значимость работы

Предложены эффективные пути повышения износостойкости NiCrBSi покрытий, формируемых газопорошковой лазерной наплавкой: увеличение количества углерода, хрома и бора в наплавляемом порошке, формирование композиционных покрытий с 15 и 25 мас. % TiC, проведение комбинированных лазерно-термических и лазерно-деформационных обработок.

Полученные результаты могут быть использованы при совершенствовании технологий получения износостойких NiCrBSi покрытий применительно к конкретным условиям эксплуатации (воздействие абразивом различной твердости, трение скольжения в различных средах, высокие температуры).

Получен патент РФ 2492980 на разработанный способ формирования NiCrBSi покрытия с особо высоким уровнем теплостойкости, включающий газопорошковую лазерную наплавку с последующим отжигом при температурах 1000-1075 С, обеспечивающий сохранение повышенных уровней твердости и износостойкости покрытий в условиях нагрева до 1000 С. Использование способа существенно расширяет область применения NiCrBSi покрытий для деталей, эксплуатируемых при повышенных (до 1000 С) температурах.

Для более эффективного использования NiCrBSi наплавок в прецизионных узлах трения предложено в качестве финишной технологической операции

формирования NiCrBSi покрытий использовать фрикционную обработку индентором из мелкодисперсного нитрида бора, обеспечивающую повышение микромеханических и трибологических свойств поверхностного слоя и высокое качество обработки поверхности.

В акте внедрения от ОАО "Уральский научно-исследовательский технологический институт" по результатам выполнения проекта ОФИ УрО РАН «Разработка комбинированных технологий создания функциональных хромоникелевых покрытий методами лазерной наплавки и дополнительного проведения стабилизирующего отжига и наноструктурирующей фрикционной обработки» отмечается, что результаты имеют важное практическое значение для совершенствования современных технологических процессов лазерной обработки и восстановления быстроизнашивающихся деталей машин и механизмов (прокатных валков, посадочных мест под подшипники валов, шеек коленвалов, распредвалов, эксцентриковых валов компрессоров холодильников и других изделий) (Приложение 1 к диссертации).

Результаты диссертационной работы включены отдельным разделом в дисциплину «Лазерные технологии модифицирования поверхности и прототипирования», входящую в образовательную программу «Лазерная техника и лазерные технологии» ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» (Приложение 2 к диссертации).

Методология и методы диссертационного исследования

Научные исследования были проведены с привлечением современных методов материаловедения и трибологии. Экспериментальные результаты были получены с использованием сертифицированных и поверенных приборов и средств измерений. Применялись оригинальные методики испытаний на износостойкость в условиях абразивного изнашивания и трения скольжения, а также стандартизованные методики микромеханических испытаний и определения твердости.

На защиту выносятся следующие основные положения и результаты:

1. Превалирующая роль твердости упрочняющих фаз (по сравнению со средней твердостью покрытий) в сопротивлении абразивному изнашиванию NiCrBSi и композиционных NiCrBSi–TiC покрытий, сформированных лазерной наплавкой.

2. Эффект повышения теплостойкости до 1000 С наплавленных лазером NiCrBSi покрытий за счет формирования износостойкого каркаса из крупных карбидных и боридных частиц при высокотемпературном отжиге.

3. Наноструктурирующая фрикционная обработка NiCrBSi покрытий как финишная операция, обеспечивающая одновременно повышение твердости, износостойкости, качества поверхности покрытия и формирование в нем благоприятных сжимающих напряжений.

4. Связь результатов кинетического микроиндентирования поверхностей покрытий с реализующимися механизмами их изнашивания при абразивном воздействии и трении скольжения.

Степень достоверности результатов работы обеспечена большим объемом экспериментального материала, использованием апробированных методов микромеханических и трибологических испытаний, применением современных методов изучения структуры, химического и фазового состава, профиля

поверхностей и продуктов изнашивания (растровая и просвечивающая электронная микроскопия, рентгеноструктурный анализ, энергодисперсионный и волнодисперсионный микроанализ, 3D-профилометрия), а также использованием статистической обработки результатов измерений. Результаты исследований, приведенные в диссертационной работе, не противоречат известным научным представлениям и результатам.

Апробация работы. Основные результаты работы, изложенные в диссертации, были доложены и обсуждены на следующих конференциях: Уральских школах металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического металловедения сталей и сплавов» (г. Пермь, 2010; г. Магнитогорск, 2012; г. Оренбург, 2014; г. Тольятти, 2016); Российских научно-технических конференциях «Механика микронеоднородных материалов и разрушение» (г. Екатеринбург, 2010, 2012); Российской научно-технической конференции «Ресурс и диагностика материалов и конструкций» (г. Екатеринбург, 2011); Международной научно-технической конференции «Современные металлические материалы и технологии» (г. Санкт-Петербург, 2011); Международной научно-технической конференции «Актуальные проблемы трибологии» (г. Самара, 2011); Международной инновационно-ориентированной конференции молодых учёных и студентов «Актуальные проблемы машиноведения», (г. Москва, 2012); Международной конференции «Актуальные проблемы прочности» (г. Екатеринбург, 2013); Научно-практической конференции «Перспективы развития металлургии и машиностроения с использованием завершенных фундаментальных исследований и НИОКР» (г. Екатеринбург, 2013); International Congress on Energy Fluxes and Radiation Effects (г. Томск, 2014); Российских научно-технических конференциях «Механика, ресурс и диагностика материалов и конструкций» (г. Екатеринбург, 2014, 2015, 2016); Международной конференции «Пленки и покрытия» (г. Санкт-Петербург, 2015).

Личный вклад автора. Соискатель участвовал в планировании и постановке экспериментов, подготовке и проведении исследований структуры, микромеханических свойств, испытаний на износостойкость, термообработки, фрикционной обработки материалов, исследовании поверхностей и продуктов изнашивания. Анализ и интерпретация полученных результатов проводились совместно с научным руководителем и соавторами публикаций. Результаты исследований лично докладывались соискателем на указанных выше научно-технических конференциях.

Публикации

По теме диссертационной работы опубликовано 8 статей в рецензируемых научных журналах из перечня ВАК, 1 статье в журнале, не входящем в перечень ВАК, 20 публикаций в сборниках материалов и тезисов докладов конференций, получен 1 патент РФ на изобретение.

Структура и объем работы

Диссертационная работа состоит из введения, шести глав, заключения и двух приложений. Работа изложена на 190 страницах, включая 75 рисунков и 22 таблицы. Список использованной литературы содержит 202 наименования.

Микромеханические характеристики NiCrBSi покрытий

Слово «лазер» обозначает аббревиатуру английской фразы «Light Amplification by Stimulated Emission of Radiation», переводимой как «усиление света в результате вынужденного излучения» [30].

Лазер представляет собой генератор электромагнитных волн в диапазоне ультрафиолетового, видимого и инфракрасного излучений, характеризующихся высокой степенью монохроматичности и высокой когерентностью [31]. Благодаря этим качествам лазерное излучение можно сфокусировать на малую площадь, теоретически соизмеримую с квадратом длины волны излучения [32], достигая плотностей мощности 103-109 Вт/см2 и более.

В зависимости от соотношения времени воздействия излучения и плотности мощности (отношение мощности излучения к площади сечения лазерного пучка) лазерного излучения могут иметь место различные эффекты взаимодействия излучения с металлической поверхностью [28].

Настолько высокие энергетические характеристики потоков энергии позволяют сформировать чрезвычайно мелкодисперсное структурно-фазовое состояние поверхностного слоя, обладающего повышенными физико-механическими, физико-химическими свойствами, что улучшает триботехнические свойства поверхности, которые снижают практически все виды износа – абразивный, адгезионный, кавитационный, эрозионный и др. – и значительно повышает теплофизические свойства поверхности – теплостойкость и жаропрочность, а также коррозионную стойкость и т. д. [33]. Детальный разбор физических явлений, лежащих в основе работы лазеров, их конструктивные особенности, принципы работы и характеристики лазерного излучения подробно рассмотрены во многих источниках [34-42].

Простота управления лазерным лучом, возможность плавного изменения в широких пределах энергии (а, следовательно, и температуры), кратковременность термического воздействия лазерной энергии на материал и малые зоны влияния этого воздействия – вот те основные преимущества, которые всё более привлекают внимание к этому методу [43].

Лазерная наплавка позволяет получать дорогостоящие легирующие слои с высоким качеством на поверхности недорогих сталей с низким качеством, тем самым снижая стоимость материала и улучшая такие свойства, как сопротивление износу, коррозионностойкость, жаростойкость [9].

Существует три основных метода лазерной наплавки: 1. создание покрытий оплавлением предварительно нанесенных порошков (шликерная лазерная наплавка); 2. создание покрытий лазерным оплавлением предварительно нанесенных (например, напыленных, полученных электролитическим методом и др.) слоев; 3. газопорошковая лазерная наплавка.

Газопорошковая лазерная наплавка (ГПЛН) – это процесс получения поверхностных покрытий с использованием присадочного материала в виде порошка, подаваемого газовым потоком непосредственно в зону лазерной наплавки (рисунок 1.2). Частицы порошка начинают нагреваться в зоне лазерного излучения вплоть до попадания на обрабатываемую поверхность [31]. Как показано на рисунке 1.2, подача порошка может осуществляться вслед движению образца и навстречу движению. Формирование валика при этом идет наращиванием от подложки к поверхности валика [44]. Последовательным наложением валиков (см. схемы наложения полос, рисунок 1.3) с перекрытием 60-70 % можно получать слои разной ширины. Многослойная наплавка применяется для увеличения толщины слоя и снижения поверхностных напряжений.

Фрикционная обработка покрытий

Трибологические испытания в условиях абразивного воздействия и трения скольжения проводили на лабораторной установке при возвратно-поступательном движении образцов с покрытиями.

Испытания на абразивную износостойкость проводили при возвратно-поступательном скольжении рабочей поверхности образцов размером 77 мм по закрепленному абразиву трех видов (кремень SiO2 твердостью 1000 HV, зернистостью 200 мкм; корунд Al2O3 твердостью 2000 HV, зернистостью 160 мкм; карбид кремния SiC твердостью 3000 HV, зернистостью 160 мкм) (рисунок 2.5а) при нагрузке N=49 Н; средней скорости скольжения V=0,175 м/с; длине пути трения каждого единичного испытания по корунду и карбиду кремния L=18 м, по кремню L=9 м; длине рабочего хода l=100 мм; величине поперечного смещения шлифовальной шкурки за один двойной ход 1,2 мм.

Интенсивность абразивного изнашивания по глубине покрытий определяли в процессе многократных испытаний, приводящих к последовательному удалению (изнашиванию) поверхностного слоя. При этом длина пути трения каждого единичного испытания по корунду и карбиду кремния составляла соответственно L=9 и 18 м.

Использование трех видов закрепленного абразива позволяло в зависимости от соотношения твердостей абразива Наб и испытуемого материала Нм изучать закономерности изнашивания в условиях микрорезания (при Наб/Нм 1,3) и пластического оттеснения или царапания (при Наб/Нм 1,3).

Испытания в условиях сухого трения скольжения при отсутствии заметного фрикционного нагрева проводили по схеме «палец - пластина» при возвратно-поступательном движении рабочей поверхности наплавленных образцов размером 77 мм по пластине из стали Х12М

С участием вед. инж. Заболотских И. А. (рисунок 2.5б) твердостью 58–60 HRC при нормальной нагрузке N=294 Н; средней скорости скольжения V=0,07 м/с; длине рабочего хода l=40 мм.

Испытания образцов с покрытиями ПГ-СР2 (А) и ПГ-10Н-01 (А) осуществляли на воздухе и в безокислительной среде аргона, путь трения составлял L=80 м. Остальные испытания в условиях сухого трения скольжения осуществляли на воздухе, путь трения для образцов с покрытиями ПГ-СР2+TiС составлял L=160 м, для образцов с фрикционной обработкой покрытия ПГ-СР2 (Б) проводилось несколько испытаний до достижения пути трения L=240 м.

Испытания в условиях трения скольжения со смазкой (масло индустриальное И-30А) осуществляли на образцах с фрикционной обработкой покрытия ПГ-СР2 (Б) при N=980 Н; V=0,07 м/с; l=40 мм; проводилось несколько последовательных испытаний до достижения общего пути трения L=320 м.

В процессе трибологических испытаний на абразивное изнашивание и трение скольжения определяли потери массы образцов и коэффициент трения. Массу образцов до и после испытаний оценивали взвешиванием на аналитических весах с точностью до 0,05 мг. Плотность NiCrBSi покрытий принимали равной 8,36 г/см3, а плотность карбида титана TiC – 4,92 г/см3 [158]. Исходя из этих данных, расчетная плотность покрытий на основе ПГ-СР2 с 5, 15 и 25 мас. % TiC составила 8,19, 7,84 и 7,50 г/см3 соответственно.

Интенсивность изнашивания каждого отдельного испытания рассчитывали по формуле Ih=Q/(SL) , где Q – потеря массы образца, г; – плотность материала, г/см3; L – путь трения единичного испытания, см; S – геометрическая площадь контакта, см2 [159].

В процессе нагружения с помощью упругого элемента (кольца) с наклеенными на него тензодатчиками сопротивления измеряли и непрерывно регистрировали силу трения. Использовалась оригинальная компьютеризированная система записи и обработки сигналов с тензодатчиков сопротивления. Погрешность определения силы трения не превышала 10 %.

Коэффициент трения f определяли как отношение силы трения F (Н) к нормальной нагрузке N (Н).

Для расчета удельной работы абразивного изнашивания применяли формулу W=fNL/Q, где f – коэффициент трения; N – нормальная нагрузка, Н; L – путь трения, м; – плотность материала, г/см3; Q – потери массы образца, г [86].

Микротвердость по методу восстановленного отпечатка определяли на микротвердомерах Leica VMHT AUTO, Wilson & Wolpert 402 MVD, Shumadzu HMV-G21DT согласно ГОСТ 9450-76 при нагрузках 0,098-9,81 Н, скорости нагружения пирамидкой Виккерса 40 мкм/с и выдержке под нагрузкой 15 с. Изменение микротвердости по глубине покрытий изучали на поперечных шлифах.

Инструментированное микроиндентирование с записью диаграммы нагружения проводили на измерительной системе Fischerscope HM2000 XYm с использованием индентора Виккерса и программного обеспечения WIN 61 HCU при максимальной нагрузке 0,245 и 1,980 Н, времени нагружения 20 сек, выдержке при максимальной нагрузке 15 сек и времени разгрузки 20 сек. Согласно стандарту ISO 14577 [160] определяли максимальную глубину вдавливания индентора hmax и остаточную глубину вдавливания индентора после снятия нагрузки hp, контактный модуль упругости E (E =Е/(1-v2), где Е - модуль Юнга, v - коэффициент Пуассона), твердость вдавливания при максимальной нагрузке HIT, твердость по Мартенсу HM (учитывающую наряду с пластической также и упругую деформацию), работу обратной упругой деформации вдавливания We и общую механическую работу вдавливания Wt.

Погрешность характеристик микротвердости и микроиндентирования по 10 измерениям определяли по величине среднеквадратичного отклонения с доверительной вероятностью p=0,95.

Микромеханические свойства NiCrBSi покрытий

При определении микротвердости по глубине покрытий ПГ-СР2 (Б) и ПГ-10Н-01 (Б) с шагом 0,1 мм (по 10 измерениям на каждой глубине с определением погрешности по величине среднеквадратичного отклонения с доверительной вероятностью p=0,95) также установлено однородное распределение микротвердости по всей толщине обоих покрытий (рисунок 3.7б). Однако у покрытий составов «Б» наблюдаются повышенные уровни микротвердости по сравнению с соответствующими покрытиями составов «А» (см. рисунок 3.7 и таблицу 3.2). Это обусловлено более значительным содержаниям в покрытиях второй группы углерода, хрома и бора (см. таблицу 2.1). Сильное падение микротвердости происходит лишь в переходном слое – при переходе от NiCrBSi покрытия к стальной основе (см. рисунок 3.7), где столь же резко изменяется структура и состав материала (см. рисунки 3.1а, в; 3.2). ПГ-10Н-01 (Б) 970±35 540-640 710-840 Данные таблицы 3.2 показывают, что покрытия ПГ-СР2 обоих составов (менее легированные – см. таблицу 2.1) обладают значительно более низкими уровнями средней микротвердости (520-590 HV 0,05) по сравнению с покрытиями ПГ-10Н-01 (865-970 HV 0,05). Измерениями микротвердости отдельных фаз установлено (см. таблицу 3.2), что с увеличением легированности покрытий (см. таблицу 2.1) повышаются уровни микротвердости -твердого раствора на основе Ni (в диапазоне 220-640 HV 0,05) и эвтектики +Ni3B (от 530-650 HV 0,05 у покрытия ПГ-СР2 (А) до 710-840 HV 0,05 у покрытия ПГ-10Н-01 (Б)). Микротвердость основной упрочняющей фазы покрытий ПГ-СР2 (A) и ПГ-СР2 (Б) – карбида хрома Cr23C6 – составляет 1000-1150 HV 0,05, а присутствующий в составе покрытий ПГ-10Н-01 (А) и ПГ-10Н-01 (Б) карбид хрома Cr7C3 имеет существенно более высокий уровень твердости (1580-1830 HV 0,05) (таблица 3.2). Еще более высокая микротвердость (1950-2420 HV 0,05) зафиксирована у содержащегося в покрытиях ПГ-10Н-01 (А) и ПГ-10Н-01 (Б) борида хрома CrB, значительно более твердого по сравнению с входящим в состав эвтектики +Ni3B боридом никеля, микротвердость которого достигает 1000-1140 HV 0,05. Таким образом, наблюдаемый в таблице 3.2 непрерывный рост средней микротвердости покрытий от 520 HV 0,05 у покрытия ПГ-СР2 (A) до 970 HV 0,05 у покрытия ПГ-10Н-01 (Б) в соответствии с увеличением концентраций углерода, хрома и бора (см. таблицу 2.1) обусловлен повышением содержания легирующих элементов в -твердом растворе и сменой составов основных упрочняющих фаз от карбида хрома Cr23C6 к значительно более твердым карбиду хрома Cr7C3 и бориду хрома CrB.

Анализируя рисунок 3.7 важно также отметить, что покрытия ПГ-СР2 (A) и ПГ-СР2 (Б) по всей толщине характеризуются относительно небольшим разбросом значений микротвердости. Это является следствием высокой дисперсности основной упрочняющей фазы – карбида Cr23C6 в структуре покрытий данного типа (см. рисунки 3.3а, б; 3.4). При переходе к покрытиям ПГ-10Н-01 (А) и ПГ-10Н-01 (Б) существенно возрастают не только уровни, но и разбросы значений микротвердости (см. рисунок 3.7), связанные с наличием в рассматриваемых покрытиях существенно более крупных и твердых частиц Cr7C3 и CrB (см. рисунки 3.3в, г; 3.5). Это отражается также в росте погрешности измерений микротвердости от ±10 ед. HV 0,05 у покрытий ПГ-СР2 до ±(35-45) ед. HV 0,05 у покрытий ПГ-10Н-01 (см. таблицу 3.2). 3.2.2 Характеристики микроиндентирования покрытий

На рисунке 3.8 приведены диаграммы непрерывного вдавливания, полученные микроиндентированием поверхностей покрытий ПГ-СР2 (A) и ПГ-10Н-01 (А) при максимальной нагрузке на индентор Виккерса 1,96 Н. Используя кривые нагружения (пологие кривые слева на диаграмме, ab) и кривые разгружения (более крутые кривые справа на диаграмме, bc) по методу Оливера и Фарра [169] определялись представленные в таблице 3.3 характеристики, отражающие особенности механического поведения рассматриваемых покрытий при упруго-пластическом деформировании.

Из данных таблицы 3.3 следует, что в ряду исследуемых покрытий при повышении содержания элементов C, Cr и B (см. таблицу 2.1), образующих упрочняющие фазы, непрерывно снижаются значения максимальной и остаточной глубины вдавливания индентора hmax и hp (на рисунке 3.8 приведены для покрытия ПГ-СР2), растут значения твердости по Мартенсу HM, учитывающей не только пластическую, но и упругую деформации, и твердости вдавливания при максимальной нагрузке HIT. Повышается также работа обратной упругой деформации вдавливания We, которая определяется площадью под кривой разгрузки (на рисунке 3.8 для покрытия ПГ-СР2 это площадь фигуры cbd). Величина работы сил упругого последействия We зависит от отношения твердости к модулю упругости материала: вследствие роста этого отношения более значительная работа затрачивается на упругую деформацию и, следовательно, большая энергия упругой деформации высвобождается при снятии измерительной нагрузки [169].

Результаты микроиндентирования поверхностей образцов с покрытиями при максимальной нагрузке на индентор Виккерса 1,96 Н

Покрытие Umax?мкм hp, мкм HM, ГПа HIT, ГПа Е , ГПа We, мкДж wt,мкДж %R21,8 23,6 30,032,7 Нц/Е FV/E 2,ГПа ПГ-СР2 (А) 4,17 ±0,05 3,26±0,22 4,4 ±0,1 5,6 ±0,1 208 ±9 0,60 ±0,01 2,8 ±0,1 0,027 0,004 ПГ-СР2 (Б) 4,02 ±0,09 3,07 ±0,34 4,7 ±0,2 6,3±0,3 195±5 0,68±0,02 2,6 ±0,1 0,032 0,007 ПГ-10Н-01 (А) 3,47 ±0,05 2,43 ±0,03 6,3±0,2 9,2±0,2 204 ±11 0,75 ±0,03 2,3 ±0,1 0,045 0,019 ПГ-10Н-01 (Б) 3,43 ±0,08 2,31 ±0,18 6,5±0,3 9,7 ±0,5 193 ±12 0,81 ±0,03 2,3 ±0,1 0,050 0,025 Напротив, общая механическая работа вдавливания Wt, состоящая из работы пластической деформации и работы упругого восстановления и определяемая всей площадью под кривой нагружения (на рис. 3.8 для покрытия ПГ-СР2 это площадь фигуры abd), при увеличении легированности покрытий непрерывно снижается (см. таблицу 3.3), так как более прочное и менее пластичное покрытие меньше деформируется под индентором. Контактный модуль упругости E у рассматриваемых покрытий находится в пределах E =193-208 ГПа, то есть для разных покрытий отличается в пределах 6 %.

В таблице 3.3 приведены также рассчитанные по данным микроиндентирования параметры %R, НIT/Е и НIT3/Е 2, которые в качестве обобщенных характеристик механического поведения используются для оценки способности поверхностных слоев различных материалов сопротивляться механическому контактному воздействию и, соответственно, выдерживать эксплуатационные нагрузки. Видно, что с увеличением в составе покрытий углерода, хрома и бора возрастают отношение твердости вдавливания к контактному модулю упругости НIT/Е от НIT/Е =0,027 у покрытия ПГ-СР2 (A) до НIT/Е =0,050 у покрытия ПГ-10Н-01 (Б), а также упругое восстановление %R=((hmax-hp)/hmax)100% [170, 171], которые характеризуют упругую деформацию (долю упругой деформации в общей деформации) и, соответственно, способность покрытия сопротивляться контактному воздействию без пластического деформирования. О повышенной способности более легированных хромоникелевых покрытий деформироваться в упругой области свидетельствует [66] также рост работы обратной упругой деформации вдавливания We (см. таблицу 3.3).

Еще более существенно (от 0,004 до 0,025 – см. таблицу 3.3) с увеличением легированности покрытий возрастает степенное отношение НIT3/Е 2. Поскольку указанному отношению пропорционально напряжение течения Py материала [172], его принято считать характеристикой сопротивления материала пластической деформации. Отмеченный в ряду рассмотренных покрытий непрерывный рост отношений НIT/Е и НIT3/Е 2 обусловлен, главным образом, более значимым и также непрерывным увеличением твердости вдавливания при максимальной нагрузке HIT, поскольку изменения контактного модуля упругости Е менее существенны (см. таблицу 3.3).

Износостойкость и механизмы изнашивания NiCrBSi–TiC лазерных наплавленных покрытий при испытании по закрепленному абразиву различной твердости

Таким образом, формирование в покрытии ПГ-10Н-01 (А) высокопрочных частиц Cr7C3 и CrB эффективно ограничивает процессы схватывания, обеспечивая переход к преимущественно упругому оттеснению (многоцикловой фрикционной усталости). Указанная смена основного механизма изнашивания от адгезионного к усталостному и приводит к соответствующему резкому снижению интенсивности изнашивания при трении в аргоне более прочного покрытия ПГ-10Н-01 (А) по сравнению с менее прочным покрытием ПГ-СР2 (A) (см. таблицу 3.5). Указанному трибологическому поведению покрытия ПГ-10Н-01 (А) при трении в аргоне способствует установленная с использованием метода микроиндентирования (см. таблицу 3.3) повышенная способность покрытия ПГ-10Н-01 (А) по сравнению с покрытием ПГ-СР2 (A) деформироваться преимущественно в упругой области (без пластического течения).

Важно подчеркнуть, что отмеченная для рассматриваемых покрытий связь результатов кинетического индентирования с механизмами изнашивания при трении скольжения и абразивном изнашивании (см. раздел 3.3.1) наблюдается и для механизмов разрушения покрытий при контактно-усталостном нагружении по схеме пульсирующего неударного контакта «шар-плоскость» [165]. Ограничения пластического деформирования и трещинообразования при контактно-усталостном нагружении, как и в случае изнашивания, также в значительной степени обусловлены способностью поверхности более прочного покрытия эффективнее сопротивляться пластическому деформированию (т.е. деформироваться в упругой области), на что указывают данные микроиндентирования (см. раздел 3.2.2).

Из таблицы 3.5 следует также, что переход к окислительной воздушной среде испытаний не оказывает заметного влияния на интенсивность изнашивания покрытия ПГ-СР2 (A) (Ih=8,9-10-8) и механизм его изнашивания. Вследствие ускоренного разрушения поверхностного слоя по адгезионному механизму (схватывание) (рисунок 3.14б) в данном случае не создаются условия для формирования на поверхности коррозионностойкого хромоникелевого покрытия устойчивых окисных пленок, которые бы эффективно экранировали контактирующие поверхности, препятствуя их адгезионному взаимодействию и последующему изнашиванию [16, 68, 84, 85, 174]. В частности, в работе [16] для условий сухого трения скольжения с относительно невысокой скоростью скольжения (0,65 м/с) отмечается положительная роль в сопротивлении изнашиванию образования оксидов на поверхности трения напыленного NiCrBSi покрытия, переплавленного лазером.

В отличие от покрытия ПГ-СР2 (A) у более легированного и высокопрочного покрытия ПГ-10Н-01 (А) переход от безокислительной среды аргона к воздушной среде приводит к значительному (на порядок) росту интенсивности изнашивания (от Ih=0,5-10-8 до Ih=4,4-10-8 - см. таблицу 3.5). Анализ поверхностей трения показывает, что механизм изнашивания покрытия ПГ-10Н-01 (А), имевший при испытании в аргоне преимущественно усталостный характер (фрикционная усталость [17, 86]) (см. рисунок 3.14в), сменяется в воздушной среде преимущественно усталостно-окислительным (см. рисунок 3.14г). Образующиеся в последнем случае продукты изнашивания состоят из дисперсных частиц металла и окисла типа Fe2O3 [87]. Рисунок 3.14г-е свидетельствует о возникновении на поверхности трения покрытия ПГ-10Н-01 (А) сильно обогащенных кислородом участков. Поэлементное картирование, представленное на рисунке 3.14д, е, и количественный микроренгеноспектральный анализ показали, что в указанных участках присутствует 28-38 ат. % Fe и 46-47 ат. % О. Следовательно, на этих участках формируются хрупкие твердые растворы кислорода в железе и рыхлые порошкообразные окислы Fe2O3.

Принято считать [84-86], что окислы, образующиеся на поверхностях трения, в том числе на поверхности NiCrBSi покрытий [16], экранируют контактирующие поверхности, снижают интенсивность их адгезионного взаимодействия и, как следствие, уменьшают износ пары трения. Однако образование благоприятных плотных устойчивых окисных пленок, содержащих окислы Fe3O4, FeO, имеет место лишь при скоростях скольжения более 0,1 м/с, когда температура в зоне трения превышает 100С [84]. В рассматриваемых трибологических испытаниях (см. таблицу 3.5) средняя скорость скольжения составляла 0,07 м/с, а температура на поверхности покрытия не возрастала выше 50 С.

Экспериментально установлено, что при фрикционном воздействии в тонком поверхностном слое самых разнообразных металлических материалов, включая высокопрочные и труднодеформируемые, образуются ультрадисперсные или нанокристаллические структуры трения [68, 87, 89, 139, 178-181]. Рассмотренные выше результаты свидетельствуют о насыщении кислородом поверхностного слоя покрытия ПГ-10Н-01 (А) при трении на воздухе. Поэтому установленный резкий (на порядок) рост интенсивности изнашивания покрытия ПГ-10Н-01 (А) при переходе от безокислительной среды аргона к воздушной среде (см. таблицу 3.5) можно объяснить охрупчиванием в тонком поверхностном слое высокопрочной лазерной наплавки ультрадисперсных (нанокристаллических) структур трения при обогащении их кислородом в процессе испытания на воздухе.

Активному насыщению кислородом поверхностного слоя с ультрадисперсными (нанокристаллическими) структурами трения в данном случае, очевидно, способствуют высокая дефектность слоя (большая плотность дислокаций, сильно развитая система границ фрагментов), а также действие в слое ротационного механизма пластической деформации [87, 178], по-видимому, ускоряющего транспортировку атомов (ионов) кислорода с контактной поверхности в объем материала. Обогащение кислородом сильнодеформированного поверхностного слоя увеличивает его хрупкость, что обусловливает значительное снижение сопротивления покрытия ПГ-10Н01 (А) изнашиванию в воздушной среде (см. таблицу 3.5).