Содержание к диссертации
Введение
1. Структура и свойства антифрикционных трансформационно упрочнённых керамических и металлокерамических материалов (Аналитический обзор) 15
1.1. Структура, механические и трибологические свойства трансформационно-упрочнённой керамики на основе диоксида циркония 15
1.1.1. Структурные изменения и трибологические свойства YZP при трении в паре с керамиками 2 4
1.1.2. Структурные изменения и трибологические свойства YZP при трении в паре со сталью 2 5
1.2. Структура, механические и трибологические свойства металлокерамических композиционных материалов с фазовым превращением на основе карбидов титана и вольфрама 26
Постановка задачи 29
2. Анализ факторов, определяющих особенности структурообразования поверхности трения керамики на основе диоксида циркония после испытаний в комбинированной паре трения со сталью 34
2.1. Получение плотной трансформационно-упрочненной керамики на основе диоксида циркония. Методики проведения исследований 34
2.2. Трехмерные карты изнашивания керамики на основе ZrO2. Зависимость интенсивности изнашивания и коэффициента трения от скорости скольжения и от размера зерен керамики 44
2.3. Структурно-фазовые изменения на поверхности трения керамики на основе диоксида циркония после скольжения по стали в широком диапазоне скоростей скольжения 49 2.4. Формирование слоёв переноса на поверхности трения керамики на основе диоксида циркония 54
2.5. Рельеф изношенной поверхности керамики на основе диоксида циркония после скольжения по стали в широком диапазоне скоростей... 58
2.6. Факторы, приводящие к разрушению поверхности керамики на основе ZrO2 в условиях сухого трения по стали в широком диапазоне нагрузок и скоростей скольжения 66
Заключение по второму разделу 69
3. Роль структуры керамических материалов на основе YZP в обеспечении комплекса трибологических свойств при высокоскоростном трении по стали 72
3.1. Формирование квазипериодических систем трещин на поверхности трения и износ керамики YZP 72
3.2. Корреляции между количественными характеристиками структур, формирующихся на поверхности трения и интенсивностью изнашивания керамики YZP .
3.3. Микроструктурные особенности приповерхностных слоёв трения керамики на основе YZP и эффект малоинтенсивного изнашивания при высоких скоростях скольжения 93
Заключение по третьему разделу 114
4. Анализ факторов, определяющих особенности структурообразования поверхности трения трансформационно-упрочненных металлокерамических композиционных материалов в системах “карбид титана – никелид титана” и “карбид вольфрама – высокомарганцовистая сталь” 118
4.1. Получение трансформационно-упрочненных металлокерамических композиционных материалов в системах “карбид титана – никелид титана” и “карбид вольфрама – высокомарганцовистая сталь”. Методики проведения исследований 118
4.2. Структура и трибологические характеристики металлокерамических композиционных материалов с фазовым превращением TiC-NiTi при трении по стали 124
4.3. Структура и трибологические характеристики металлокерамических композитов в системе “WC-(Fe-Mn-C)” 132 Заключение по четвертому разделу 158
5. Роль структуры металлокерамических композиционных материалов в системе “карбид вольфрама – высокомарганцовистая сталь” в обеспечении комплекса трибологических свойств при высокоскоростном трении по стали 161
5.1. Особенности микроструктурных изменений на поверхности трения и под ней для композитов WC-110Г13 161
5.2. Особенности микроструктурных изменений на поверхности трения и под ней для композитов WC-80Г4 и WC-80Г20 172
5.3. Закономерности формирования структуры поверхности трения и износостойкость композитов в системе “WC-(Fe-Mn-C)” 192
Заключение по пятому разделу 195
6. Получение, физико-механические и трибологические свойства новых антифрикционных композитов 200
6.1. Анализ полученных результатов по структуре и износостойкости керамических и металлокерамических композитов и создание новых композитов для работы в условиях высокоскоростного трения 200
6.1.1. Сравнительный анализ взаимосвязи между износостойкостью трансформационно-упрочненных керамических и металлокерамических композитов и формирующимися структурами на поверхности трения при высокоскоростном скольжении по стали. 200
6.1.2. Структура, механические и трибологические свойства композиционных материалов в системе “ZrO2-Al2O3-WC–сталь 110Г13”, полученных методом «спекание ковка» 210
6.2. Трибологическое поведение керамики на основе диоксида циркония в паре с полимерными материалами 220
Заключение по шестому разделу 224
Основные выводы 226
Список использованных сокращений и условных
обозначений 228
Список использованных источников 229
Приложения 2
- Структурные изменения и трибологические свойства YZP при трении в паре с керамиками
- Трехмерные карты изнашивания керамики на основе ZrO2. Зависимость интенсивности изнашивания и коэффициента трения от скорости скольжения и от размера зерен керамики
- Корреляции между количественными характеристиками структур, формирующихся на поверхности трения и интенсивностью изнашивания керамики YZP
- Структура и трибологические характеристики металлокерамических композиционных материалов с фазовым превращением TiC-NiTi при трении по стали
Структурные изменения и трибологические свойства YZP при трении в паре с керамиками
С момента публикации о диоксиде циркония, упрочненном превращением, он стал одним из наиболее интересных материалов, рассматриваемых для применения в качестве конструкционной керамики [33-43]. Основным приемом для улучшения свойств такого материала является контролирование фазового превращения метастабильной фазы в стабильную, происходящего в процессе распространения трещины [8, 33].
Важнейшим условием для изготовления трансформационно упрочненных материалов на основе диоксида циркония является сохранение метастабильной Т-фазы диоксида циркония при комнатной температуре. Возможность превращения тетрагональной фазы в моноклинную под действием напряжений определяется тремя основными факторами: размером зерна, причем при его увеличении выше некоторого критического происходит спонтанное превращение в моноклинную фазу, количеством растворенного стабилизатора, уменьшение количества которого также приводит к спонтанному превращению в моноклинную фазу, и напряженным состоянием материала [8]. В действии трансформационного упрочнения, в соответствии с литературными данными [8, 34], убедиться достаточно просто. Для этого нужно получить материалы, содержащие большую долю тетрагональной фазы. Этого можно достичь, спекая ZrO2- Y2O3 и ZrO2-СеО2 в области стабильности тетрагональной фазы, или производя термообработку этих же композиции, а также еще ZrO2-МgO и ZrO2 –CaO, после спекания в области стабильности кубической фазы с целью появления в кубической матрице включений Т-фазы [8, 35]. По мере роста зерен Т-фазы и приближения их к критическому размеру зависимость значений К1с и изг проходит через максимум [36]. Падение свойств вызывается эффектом самопроизвольного превращения из тетрагональной фазы ZrO2 в моноклинную при охлаждении [36]. Характерной для сверхвязких материалов на основе ZrO2 является коррелирующий с ростом размера зерен Т-фазы рост моноклинной фазы ZrO2 на поверхности разрушения керамики и рост ее вязкости разрушения [8, 10].
К типичным представителям керамических материалов на основе ZrO2, отличающихся высокой прочностью и ударной вязкостью, относятся твердые растворы тетрагонального ZrO2 с оксидами металлов типа CaO, MgO, Y2O3, СеО2 и т.д. Клауссен [35] разделил керамику на основе ZrO2, упрочненную превращением на четыре основные группы (рисунок 1.1).
К первой группе относится частично стабилизированный диоксид циркония (в иностранной литературе используется аббревиатура PSZ). Такие материалы спекают в однофазной кубической области. Выбор температур при этом зависит от вида и количества стабилизирующего оксида, и их диапазон составляет от 1650 С до 2000 С. В результате спекания получают поликристаллы кубического ZrO2 с размером зерен около 100 мкм [35]. После отжига их в области стабильности T-ZrO2 при температуре 1100...1500 С в матрице К-фазы происходит выделение по диффузионному механизму кристаллов Т-фазы размером около 0,2 мкм. Материалы 1-ой группы характеризуются высокой вязкостью разрушения (К1с до 14 МПам1/2) и средними значениями прочности (изг до 800 МПа) [35].
Ко второй группе относятся керамические материалы, содержащие 2...4 мол. % Y2O3 или 9...14 мол. % СеО2, которые находятся в области стабильности тетрагональной фазы при температурах 1300...1600 С [35]. После спекания при таких температурах керамика почти полностью находится в тетрагональной фазе и размеры ее зерен можно регулировать в пределах 0,3...2 мкм. В литературе материалы, относящиеся ко второй группе, именуются TZP – поликристаллический тетрагональный диоксид циркония. Такая керамика характеризуется высокими прочностными свойствами (К1с до 15 МПам1/2, изг до 2500 МПа). Ко второй группе материалов относятся также композиты, содержащие до 40 вес. % А1203 [35].
К третьей группе относятся керамики различных составов Si3N4, SiC, Al2O3 и т.д.) с диспергированными частицами ZrO2 (PSZ или TZP). Подобный материал может быть получен при спекании А12O3 с тонкодисперсными частицами ZrO2 (в литературе обозначается как ZTA - окись алюминия, упрочненная диоксидом циркония [35]).
К четвертой группе относятся керамики PSZ или TZP, в которых присутствуют дисперсные частицы других соединений (Si3N4, SiC, Al2O3 и т.д), призванные улучшить такие характеристики, как твердость, предел прочности на изгиб, термостойкость (в литературе обозначается как PSZ-Al2O3 или TZP-Al2O3 [35]). Свойства и диаграмма состояния ZrO2-Y2O3. При высокой температуре, независимо от состава керамики, ZrO2-Y2O3 имеет кубическую структуру (рисунок 1.2 [44]). При охлаждении из жидкого состояния или от высокой температуры спекания для сплавов, содержащих 5...12 вес.% Y2O3, ожидается формирование тетрагональной модификации. Так как сплавы ZrO2 - Y2O3 имеют очень низкие коэффициенты диффузии
Фазовая диаграмма ZrO2 – Y2O3 [44] катионов, в них очень медленно достигается фазовое равновесие. И как следствие, времена отжигов и скорость охлаждения таких материалов в большой степени определяют микроструктуру и фазовый состав [42]. Если скорость охлаждения или продолжительность отжига достаточны для достижения фазового равновесия, то происходит реакция выделения включений тетрагональной фазы в кубической матрице, в соответствии с диаграммой состояния. Если же система охлаждается так быстро, что подавляется диффузионное превращение из кубической в тетрагональную фазу, то, как показано схематично на рисунке 1.3 а, кривая R1 [42], она может уменьшить общую свободную энергию только посредством превращения в метастабильную фазу по бездиффузионному механизму.
Трехмерные карты изнашивания керамики на основе ZrO2. Зависимость интенсивности изнашивания и коэффициента трения от скорости скольжения и от размера зерен керамики
Наличие максимума при средних скоростях скольжения на изученных зависимостях интенсивности изнашивания от скорости скольжения предполагает действие, по крайней мере, двух факторов, влияющих на процессы износа. В работе [11] по изучению поведения при трении YZP рост интенсивности изнашивания в диапазоне скоростей скольжения от 0,1 до 1...2 м/с связывают с уменьшением вклада мартенситного превращения в прочностные свойства материалов с ростом температур в зоне трибоконтакта при увеличении скорости скольжения. За падение интенсивности изнашивания при скоростях скольжения выше 6 м/c отвечает процесс формирования на поверхности керамики сплошного слоя переноса, который, находясь в квазижидком состоянии в момент испытаний, способствует снижению уровня контактных напряжений в приповерхностных слоях, тем самым предохраняя их от разрушения [90, 105].
Изложенные в настоящем разделе результаты исследований дают основание полагать, что основной причиной интенсивного изнашивания при средних скоростях скольжения является термомеханическое растрескивание поверхности трения керамики вследствие низкого коэффициента теплопроводности (по справочным данным величина коэффициента теплопроводности Zr02-Y203 при 100... 1400 С составляет около 2 Вт/(мхК); для сравнения коэффициент теплопроводности А12Оз при 25 С равен 40 Вт/(мхК)). Основанием для этого послужил тот экспериментальный факт, что зависимость интенсивности изнашивания от скорости скольжения материалов, без вклада мартенситного превращения в прочностные свойства, (для субмикронного композита YZP-A1203 и для керамики Zr02-MgO) имела тот же вид с максимумом при средних скоростях, как и для относительно крупнозернистой (0,8...3 мкм) трансформационно-упрочненной керамики YZP и YZP-Al2O3.
Обращает на себя внимание, что при общем подобии в трибологическом поведении образцов YZP и YZP-Al2O3 керамика, содержащая частицы Al2O3 в целом показывает лучшую износостойкость в условиях высокоскоростного скольжения (рисунок 2.4). Очевидно, что при одинаковых условиях трения температура в зоне трибоконтакта тем меньше, чем больше керамика содержит в составе окиси алюминия (таблица 2.5). Соответственно процессы термомеханического растрескивания поверхности керамики YZP-Al2O3 в диапазоне скоростей от 2 до 4 м/с проходят менее интенсивно, чем в случае YZP, из-за меньшего градиента температур в поверхностных областях.
Наблюдаемые зависимости интенсивности изнашивания от размера зерна керамики на рисунке 2.8 можно объяснить следующим образом. Существует два фактора, температурное поведение которых будет определять износостойкость керамики, в соответствии с её размером зерна. Первый фактор – это положительное влияние на износостойкость керамики трансформационного механизма упрочнения. Это известный факт отраженный в ряде исследований по трению керамики YZP при малых скоростях скольжения [13]. Результаты, изложенные в этом разделе ни в чем известным данным не противоречат. А именно: чем больше размер зерен тетрагональной фазы диоксида циркония, тем легче происходит её переход в моноклинную по мартенситному механизму и тем большую вязкость разрушения имеет керамика (таблица 2.1). Затем именно наиболее крупнозернистая и наиболее вязкая керамика YZP имеет минимальную интенсивность изнашивания при малых скоростях скольжения (рисунок 2.8), когда на поверхности трения по испытаний присутствуют следы моноклинного ZrO2 – свидетельствующих о происходящем мартенситном тетрагонально-моноклинном переходе. Второй фактор - это эффект Холла-Петча, выражающийся в том, что прочностные свойства и износостойкость керамики повышаются с уменьшением размера зерна керамики (рисунок 2.8).
По-видимому, в нашем случае при трении по стали при низких скоростях и, соответственно, при малых температурах в зоне трибоконтакта, механизм трансформационного упрочнения доминирует над эффектом Холла-Петча, поэтому наблюдается обратно пропорциональная зависимость интенсивности изнашивания от размера зерна YZP (рисунок 2.8). Причиной присутствия химических элементов стального контртела на поверхности трения и в частицах износа в условиях низких скоростей скольжения (рисунок 2.15) является абразивное действие частиц керамики, возникающих в результате напряжений в поверхностных слоях керамики из-за положительного объёмного эффекта тетрагонально-моноклинного превращения.
При средних скоростях трения превращения из тетрагональной фазы ZrC 2 в моноклинную не происходит из-за высоких температур в зоне контакта. Режущее действие частиц прекращается, при этом слой переноса на поверхности трения и в частицах износа не формируется, в результате чего увеличивается адгезионная составляющая износа. Стальное контртело, напрямую контактируя с поверхностью керамики, вырывает из неё крупные частицы, что в итоге приводит к значительным величинам интенсивности изнашивания в диапазоне скоростей 2...4 м/с. В таких условиях доминирующим фактором становится эффект Холла-Петча, когда наиболее подверженной износу становится более крупнозернистая керамика, что отражается в прямо пропорциональной зависимости интенсивности изнашивания от размера зерна (рисунок 2.8).
Корреляции между количественными характеристиками структур, формирующихся на поверхности трения и интенсивностью изнашивания керамики YZP
Как известно [45-47], ферроэластичное поведение Т- и Т -фаз, при механическом нагружении обусловливает высокую вязкость керамики на основе ZrO2, даже при полном отсутствии Т= М превращения и, следовательно, обеспечивает повышенную прочность и вязкость разрушения приповерхностных областей керамики и в нашем случае.
В таблице 3.4 перечислены основные механизмы износа керамики на основе YZP в зависимости от скорости скольжения и соответствующей рассчитанной температуры в пятнах контакта (Tвсп).
.Механическое разрушение вследствие пластической деформации, инициированной мартенситным превращением из тетрагональной фазы ZrO2 в моноклинную, в результате которого происходит отслаивание и удаление зерен керамики.2.Абразивное изнашивание, посредством внедренных в стальной диск керамических частиц, выступающих в качестве царапающих микроинденторов 2,6...4 900 1.Термо-механическое растрескивание, отслаивание иудаление зерен керамики.2. Разрушение поверхности за счет ослабления несущейспособности вследствие исчезновения вкладатрансформационного механизма упрочнения в свойстваматериала. 5...47 м/с 2000 1.Термо-механическое растрескивание поверхности. 2.Изнашивание, вследствие пластической деформации поверхности и механизма приспосабливаемости структуры подповерхностных слоёв за счет эффекта ферроупругости . 3. Изнашивание в режиме формирования квазижидкой пленки на поверхности керамики
К вопросу о причинах формирования квазипериодически расположенных трещин на поверхности трения изученных керамических материалов. В литературе хорошо известен факт, что при определенных условиях трения на поверхности керамических материалов могут возникать системы трещин [13, 25, 27]. Так в работе [13] сообщается о появлении поперечных трещин на поверхности мелкозернистого YZP при относительно малой скорости (0,01 м/с) при герцевском контактировании с шариком из SiC. Их формирование наблюдали во многих работах при высокоскоростном трении в паре керамика/сталь [25-27]. В работе [25] сообщалось о формировании трещин на поверхности диоксида циркония в паре YZP/сталь при скоростях скольжения 4 м/с. Однако авторами не было высказано даже предположений ни о природе возникновения трещин на поверхности YZP, ни о роли этих трещин в процессах изнашивания материала. Более акцентированное внимание явлению растрескивания поверхности трения YZP было уделено авторами в работе [27], где сообщалось о формировании трещин на поверхности керамики при скоростях скольжения 3...4 м/с. Авторами отмечалось, что это были, главным образом, поперечные трещины и указывалось на то, что расстояние между этими трещинами уменьшается с ростом скорости скольжения [27]. Было высказано следующее предположение, что индуцированный трением нагрев поверхности активизирует высокотемпературную деформацию поверхностных слоёв YZP при трении с высокими скоростями. В свою очередь, деформационные изменения на поверхности YZP приводят к возникновению объёмных изменений, которые приводят к появлению внутренних напряжений. При этом авторы [27] указывают на то, что трещины на поверхности керамики могут быть обусловлены последствиями термического удара или релаксации растягивающих напряжений, поскольку расстояние между трещинами значительно больше, чем средний размер зерна материала.
Анализируя возможные причины формирования квазипериодически расположенных поперечных трещин на поверхности трения керамики в настоящей работе следует отметить, что одним только термоударом или термоциклированием нельзя объяснить появление систем трещин с такой правильной геометрией фрагментов, как показано, например, на рисунке 3.1. Возможной причиной возникновения периодически расположенных трещин является несовместность деформации на границе раздела основного материала и поверхностного модифицированного деформацией слоя, формирующегося в процессе скольжения. Вынужденное сосуществование поверхностных трибослоев и материала основы с различающимися упруго пластическими свойствами в рамках одного образца может приводить к появлению квазипериодической осцилляции напряжений вдоль границы раздела “модифицированный поверхностный слой - основной материал” 113 115]. При определённых условиях трибовзаимодействия, за счёт превышения напряжениями предела прочности материала, модифицированный поверхностный слой керамики может испытывать квазипериодическое растрескивание в зонах растягивающих напряжений, что обусловливает квазипериодическое расположение трещин. В работах [113-114] результаты экспериментальных исследований поведения стальных образцов, имеющих на поверхности хрупкий гомогенный ионно-азотированный слой с плоской границей раздела, показали, что при активном растяжении в нём возникает система квазипериодически расположенных поперечных трещин. При этом пространственный период расположения трещин был пропорционален толщине упроченного слоя.
Результаты настоящей работы показывают, что уменьшение пространственного периода формирующихся систем трещин YZP коррелирует с уменьшением размера зоны с формоизмененными зернами (рисунок 3.5, таблица 3.2). На рисунке 3.28 показано, что наклонные трещины, распространяющиеся вглубь образца, соответствуют областям с вытянутыми в направлении скольжения зернами.
Другой возможной причиной появления периодически расположенных трещин могут быть упругие колебания, возникающие при скольжении в системе "образец - машина трения". В частности, в [116] сообщается, что при определённом сочетании частоты колебаний и уровня ударного воздействия на поверхностный слой материала, в области растягивающих напряжений могут возникать подобные квазипериодические структуры трещин. В пользу этого механизма свидетельствует наблюдаемое уменьшение расстояния между трещинами с ростом скорости скольжения (рисунок 3.5), что может быть обусловлено уменьшением периода колебаний с ростом скорости скольжения (т.е. частоты вращения контртела).
В работах [103, 104] отмечался тот факт, что зависимость расстояний между трещинами для керамики YZP и металломатричного композита ТiC-NiTi оказалась примерно одинакова. С ростом скорости скольжения расстояние между трещинами уменьшалось и достигало для YZP и ТiC-NiTi примерно одинаковой величины при скоростях выше 8 м/с (рисунок 3.29). Такое
Структура и трибологические характеристики металлокерамических композиционных материалов с фазовым превращением TiC-NiTi при трении по стали
Такое различие в поведении характеристик кристаллической структуры поверхностных слоев композита при увеличении давления можно объяснить следующим образом. В условиях высокоскоростного трения, возникающие трибослои с размером кристаллитов 10...30 нм, легко деформируясь, образуют сплошное покрытие на поверхности трения. При этом, когда нагрузка при трении невысока, (как в случае режима с давлением 2 МПа) чем больше трибослои подвергаются фрагментации, тем меньше подвергаются нагрузке прилегающие к этому слою части композита (рисунок 5.2 в).
В условиях сильной пластической деформации поверхности трения при давлении 4 МПа фрагментация структурных составляющих нанокристаллических слоев и областей композита под этими слоями происходит с одинаковой интенсивностью (рисунок 5.5 б). Это, вероятно, связано процессами перемешивания формирующихся трибослоев с материалом композита.
Дальнейший послойный анализ (до 400 мкм с шагом 10...20 мкм) ширины дифракционных максимумов для карбида вольфрама и у-фазы показал следующее. После всех изученных скоростей скольжения величина кристаллитов и микроискажений кристаллической решетки для карбида вольфрама и матрицы (у-фаза) в зависимости от удаленности от поверхности трения изменяются по кривым с максимумом для D и с минимумом для Е (рисунок 5.6, рисунок 5.7). Экстремум для данных зависимостей наблюдается на расстоянии от поверхности скольжения 80... 100 мкм для образцов после испытаний на трение при скорости скольжения 23 м/с и давлении 2 МПа (рисунок 5.6), и 30...50 мкм для образцов после испытаний на трение при скорости скольжения 30 м/с и давлении 2 МПа (рисунок 5.7). Анализа полученных результатов показал, что независимо от скорости скольжения (в изученном диапазоне) приповерхностную область композита можно разделить на две характерные зоны. Это, во-первых, находящиеся на поверхности трения трибослои с сильно фрагментированной структурой
смеси фаз WC и матрицы, сформированные в результате совместного действия деформации и нагрева при трении. Именно в этом слое наиболее интенсивно протекают процессы образования ог-фазы, вследствие у— а перехода мартенситного типа, и сосредоточена вся деформационная энергия трения. И, во-вторых, слой композита под поверхностью трения, в котором исходные фазы (WC и матрица) претерпевают субструктурные изменения, вследствие только термического воздействия. Зерна карбидов в этом слое становятся менее дефектными (рисунок 5.6 а, в и рисунок 5.7 а, в), видимо, в результате процессов полигонизации. Связка композита имеет повышенный, по сравнению с исходным состоянием, размер кристаллитов, вследствие процессов динамической рекристаллизации.
Зависимость величины кристаллитов и микроискажений кристаллической решетки для карбида вольфрама (а, в) и матрицы ( фаза) (б, г) от удаленности от поверхности трения после испытаний (приведены данные для образцов после испытания при скорости скольжения 23 м/с
Изменение размера кристаллитов (D) и уровня микроискажений (E) для карбида вольфрама (Dwc, Ewc), связки (D, E), по глубине образца композитов WC – 110Г13 после трения со скоростью 30 м/с
Особенности микроструктурных изменений на поверхности трения и под ней для композитов WC-80Г4 и WC-80Г20
По данным металлографии структура исходных композитов \УС-80Г4 и \УС-80Г20 была практически идентична - средний размер зерен WC составлял 2,7 + 0,5 мкм, а средний размер межкарбидных прослоек - 1,2 + 0,2 мкм, пористость при этом не превышала 0,5 %. Типичная структура спеченных композитов WC – (Fe-Mn-C) и распределение карбидных частиц по размеру представлены на рисунке 5.8.
Типичная структура композитов WC – (Fe-Mn-C) до испытаний на трение и (б) распределение карбидных частиц по размеру в исходной структуре композита Исследование поверхностей трения композитов методами РЭМ и МРСА показало следующее: поверхности трения композитов, независимо от содержания марганца в стальной матрице, после испытания в диапазоне скоростей скольжения от 10 до 37 м/с имели структурные неоднородности в виде серых и белых полос, направление которых совпадало с направлением скорости скольжения (рисунок 5.9 б). Белые полосы, при подробном изучении, оказались областями скопления зерен карбида вольфрама. Рельеф поверхности трения имел в своем составе несплошности, вырванные участки, при этом в основном такие дефекты геометрически находились на месте бывших серых полос. На поверхностях трения композитов после испытания в диапазоне скоростей скольжения от 10 до 20 м/с формировались трещины, расположенные перпендикулярно поверхности трения (рисунок 5.9 а). Расстояние между трещинами составляло 600…800 мкм (рисунок 5.9 а).
После скоростей скольжения выше 20 м/c трещин на поверхности трения не было зафиксировано (рисунок 5.9 б). Белые полосы на поверхности трения, при подробном изучении, представляют собой области скопления зерен карбида вольфрама со следами хрупкого разрушения (рисунок 5.9 в), а серые полосы – сильнофрагментированную композитную структуру с мелкодисперсными зернами карбида вольфрама (рисунок 5.9 д).
Количественная оценка зерен карбида вольфрама на поверхности трения показала их бимодальное распределение (рисунок 5.9 г). Первый максимум на гистограмме соответствует сильно измельченным зернам WC, которые наблюдаются в структуре фрагментированной области на поверхности трения.
Максимальный размер зерен не превышает 1...1,5 мкм, а минимальный размер находится на грани разрешающей способности микроскопа. Второй максимум соответствует деформированным карбидным зернам, со следами хрупкого разрушения, размер которых сопоставим со средним размером карбидных зерен исходных композитов.
Значительное измельчение зерен WC наблюдается и в структуре частиц износа (рисунок 5.10 а). Проведенный анализ распределения зерен карбида вольфрама, показал, что средний размер WC в частицах износа составляет всего 0,4 мкм, при этом подавляющее количество зерен карбида вольфрама -менее 1,5 мкм (рисунок 5.10 б).
По данным МРСА элементный состав поверхностей трения композитов по соотношению основных химических элементов (вольфрам, железо, марганец) практически совпадает с составом исходных композитов. Кроме того, в состав поверхностей трения и частиц износа входят такие элементы, как ванадий, хром, никель и другие элементы, содержавшиеся в стальном контртеле в количестве 1...3 %. Белые участки обогащены вольфрамом, по сравнению с составом исходного композита. Темно-серые участки имеют в
Исследование фазового состава поверхностей трения и частиц износа композитов обоих составов методом РСА показало, что независимо от скорости трения и состава композитов, в них присутствует карбид вольфрама, аустенит связки (у- фаза) и сложный оксид FeW04. Содержание FeWC 4 в осколках изнашивания намного выше, чем на поверхности трения, при этом сохраняется тенденция его уменьшения с увеличением скорости скольжения. Характерный вид частиц износа представлен на рисунке 5.11 а.