Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Особенности изнашивания углеродистых и низколегированных сплавов железа, содержащих в структуре тетрагональный мартенсит и метастабильныи остаточный аустенит 17
1.1. Влияние содержания углерода в мартенсите и наличия остаточного аустенита на износостойкость и деформационное упрочнение при абразивном воздействии углеродистых и низколегированных сталей 28
1.2 . Износостойкость и деформационное упрочнение углеродистого мартенсита в условиях трения скольжения с большими контактными нагрузками 43
1.3. Повышение износостойкости углеродистых и низколегированных сталей лазерной закалкой 50
1.4. Влияние отпуска на износостойкость закаленных углеродистых и низколегированных сталей 69
1.5. Повышение износостойкости цементированных сталей для буровых долот 86
1.5.1. Влияние лазерной и электронно-лучевой обработок на структуру и абразивную износостойкость цементированной стали 20ХНЗА 86
1.5.2. Влияние отпуска на абразивную износостойкость закаленной цементированной стали 20ХНЗА 102
1.5.3. Повышение работоспособности буровых долот за счет оптимизации структуры цементированного слоя 105
1.6. Повышение износостойкости и сопротивления усталостному разрушению высокопрочного чугуна для коленвалов тепловозов комбинированными обработками (лазерная закалка, отпуск, обкатка) 120
Выводы к главё 1
ГЛАВА 2. Повышение трибологических свойств углерод- и азотсодержащих высоколегированных сталей и высокохромистых чугунов : 133
2.1. Повышение износостойкости быстрорежущих сталей; 133
2.1.1. Влияние режимов закалки и отпуска, а также обработки холодом на структуру, твердость и износостойкость сталей Р6М5 и Р18 137
2.1.2. Оптимизация режимов термической обработки быстрорежущей стали Р6М5.. 144
2.2. Повышение износостойкости высокохромистьгх сплавов железа с углеродом 151
2.2.1. Повышение износостойкости стали Х12М 156
2.2.2. Повышение износостойкости высокохромистых чугунов 164
2.3. Особенности влияния азота на трибологические свойства высокохромистых сталей 173
2.3.1. Структура, трибологические и прочностные свойства высокохромистьгх сталей с мартенситной основой, содержащих до 0,25 мас.% азота и углерода 180
2.3.2. Трибологические свойства аустенитных высокомарганцовистых нержавеющих сталей, содержащих 0,27-0,83 мас.% азота 201
2.3.3. Трибологические свойства закаленных высокохромистых сталей, содержащих 1,00-1,39 мас.% азота 206
Выводы к главе 2 220
ГЛАВА 3. Повышение износостойкости и прочности высокоуглеродистых сталей со структурами изотермического распада аустенита 223
3.1. Влияние температуры изотермического превращения аустенита в диапазоне 330 650С на структуру, твердость, износостойкость и электромагнитные характеристики высокоуглеродистых (0,83-1,53%С) нелегированных сталей с перлитными и бейнитными структурами 229
3.2. Влияние высокотемпературного отжига на структуру, твердость, износостойкость и физические свойства высокоуглеродистых нелегированных сталей с перлитными и бейнитными структурами 241
3.2.1. Структура, твердость, износостойкость и физические свойства сталей У9, У8 и М74 (рельсовая) с исходной структурой тонкопластинчатого перлита, подвергнутых высокотемпературному отжигу 241
3.2.2. Влияние кратковременного отжига при 650С на износостойкость, твердость, коэрцитивную силу и вихретоковые характеристики сталей У10 и У15 с перлитными и бейнитными структурами 264
3.3. Механические свойства при растяжении перлитной высокоуглеродистой стали и особенности их магнитного и электромагнитного контроля 266
3.4. Влияние дополнительного легирования кремнием, марганцем и хромом- на твердость и износостойкость высокоуглеродистых сталей со структурами изотермического распада аустенита 276
Выводы к главе 3: 1 285
ГЛАВА 4. Нанокристаллические структуры трения и их роль в формировании основных трибологических свойств металлических сплавов 288
4.1. Формирование нанокристаллических структур трения в поверхностном слое сталей сплавов при адгезионном и абразивном видах изнашивания 294
4.2. Прочностные и трибологические свойства нанокристаллических структур 3
- . Износостойкость и деформационное упрочнение углеродистого мартенсита в условиях трения скольжения с большими контактными нагрузками
- Влияние лазерной и электронно-лучевой обработок на структуру и абразивную износостойкость цементированной стали 20ХНЗА
- Влияние высокотемпературного отжига на структуру, твердость, износостойкость и физические свойства высокоуглеродистых нелегированных сталей с перлитными и бейнитными структурами
- Механические свойства при растяжении перлитной высокоуглеродистой стали и особенности их магнитного и электромагнитного контроля
. Износостойкость и деформационное упрочнение углеродистого мартенсита в условиях трения скольжения с большими контактными нагрузками
При испытании на абразивное изнашивание по корунду износостойкость линейно возрастает при увеличении содержания углерода в закаленных сталях до 1,0% (см. рис. 1.3).
При испытании по более мягкому абразиву - кремню пропорциональная зависимость износостойкости от концентрации углерода характерна только для мартенсита закаленных низко- и среднеуглеродистых (до 0,50%С) сталей. При переходе к структурам высокоуглеродистого мартенсита отмечается более резкий рост износостойкости при испытании по кремню (см. рис. 1.3). Исследование на электронном сканирующем микроскопе показало, что изнашивание закаленной стали У10 кремнем происходит по механизму царапания (пластического оттеснения), на что указывает выглаженный вид поверхности изнашивания (рис. 1.4а) и наличие в продуктах изнашивания большого количества частичек в виде чешуек (рис. 1.4в). Развитие указанного механизма изнашивания обусловлено тем, что микротвердость поверхности изнашивания стали У10 (Нпов 12,2 ГПа) превышает твердость кремня ( 10 ГПа). Таким образом, наблюдаемый при испытании по кремню более резкий рост износостойкости при повышении количества углерода в закаленных сталях более 0,5%С связан с изменением основного механизма изнашивания от микрорезания (для низко- и среднеуглеродистых сталей) к пластическому оттеснению (для высокоуглеродистого мартенсита).
Рис. 1.46, г показывает, что разрушение поверхности закаленной стали У10 корундом происходит по механизму микрорезания, о чем свидетельствует содержание в продуктах изнашивания большого количества микростружки, образующейся в процессе одноактного отделения микрообъема металла от поверхности трения, а также вид поверхности изнашивания с характерными следами микрорезания в виде острых борозд. В данном случае высокая твердость корунда (-20 ГПа) обеспечивает надежное выполнение условия микрорезания, для реализации которого соотношение твердостей абразива Наб и испытуемого материала Нм должно составлять Наб/Нм 1,3-1,4 [99].
Таким образом, при испытании по корунду, когда основным механизмом изнашивания всех исследуемых закаленных сталей является микрорезание, при повышении концентрации углерода в мартенсите до 0,9% (сталь У10) происходит линейный рост износостойкости (см. рис. 1.3). Способ закалки в данном случае (при условии почти полного перехода углерода в а-твердый раствор) не оказывает влияния на абразивную износостойкость сталей. Изменение морфологии мартенсита от пакетного к пластинчатому (см. рис. 1.2), имеющее место в исследуемом интервале концентраций углерода, а также существующее различие в дисперсности мартенсита лазерной и объемной закалки не вносят каких-либо аномалий в характер зависимостей износостойкости мартенситной структуры от содержания углерода (см. рис. 1.3). Определяющее влияние на уровень абразивной износостойкости рассматриваемой структуры оказывает лишь степень легированности а-твердого раствора углеродом.
Из рис. 1.3 видно, что увеличение содержания углерода в мартенсите более 0,9% не приводит к дальнейшему росту сопротивления изнашиванию как в условиях микрорезания, так и в условиях пластического оттеснения материала. Важно также указать на отсутствие строгой пропорциональной зависимости между исходной твердостью и абразивной износостойкостью углеродистого мартенсита: замедление роста твердости НИСх в интервале концентраций углерода 0,5-0,9% не сопровождается аналогичным снижением темпа роста износостойкости мартенситной структуры. Отмеченный факт обусловлен, как показали измерения микротвердости на поверхности абразивного изнашивания Нпоп, увеличением способности мартенсита к деформационному упрочнению при повышении содержания в нем углерода более 0,5%. В результате наблюдается линейное увеличение твердости на поверхности изнашивания Нпов закаленных сталей по мере повышения концентрации углерода в мартенсите (см. рис. 1.3). Эти результаты наглядно показывают, что изменение износостойкости мартенсита с разным содержанием углерода в большей степени коррелирует с изменением микротвердости на поверхности абразивного изнашивания Нпов, чем с изменением исходной твердости Нисх.
Исследования показали (рис. 1.5), что обнаруженное интенсивное упрочнение высокоуглеродистого мартенсита при абразивном воздействии связано с развитием в поверхностном слое толщиной 15 мкм процессов деформационного динамического старения, которое характеризуется выходом части атомов углерода из а-твердого раствора в примесные атмосферы возникающих дислокаций. О протекании деформационного динамического старения свидетельствует уменьшение тетрагональности мартенсита, которое соответствует выходу из а-кристаллической решетки около 0,25-0,30 мас.% углерода (см. рис. 1.5). Согласно литературным данным [16], этого количества углерода достаточно для закрепления многочисленных ( 1012 см-2) дислокаций, возникающих в мартенситной структуре при изнашивании [2, 115]. Сильное закрепление дислокаций атомами углерода обусловливает интенсивное деформационное упрочнение тетрагонального а-мартенсита, содержащего более 0,5%С (см. рис. 1.3, 1.5а).
Влияние абразивного воздействия на концентрацию углерода в мартенсите С, микротвердость Н (а) и вид дифрактометрической кривой линии [(110)-(101)(011)] (б) мартенсита закаленной лазером стали У8: 1 - лазерная закалка; 2 - лазерная закалка + абразивное изнашивание,
Рассмотрим влияние дополнительного легирования на абразивную износостойкость высокоуглеродистого мартенсита. В результате лазерной и объемной закалок в сталях У8, 80М2, 80Ф1, 80Г2, 80С2, 9ХС и ШХ15 формировалась структура, состоящая преимущественно из высокоуглеродистого линзовидного мартенсита [109, 116]. В структурах лазерной закалки количество остаточного аустенита не превышало 10-15 об.% в сталях У8, 80М2 и 80Ф1 и 20-30% в сталях 80Г2, 80G2, 9ХС и ШХ15. У закаленных- в воде сталей У8, 80М2 и 80Ф1 доля у-фазы составляла 10%, а у остальных материалов - 15-20%. После обработки в жидком азоте в закаленных сталях сохранилось не более 5-10% остаточного аустенита. Рентгеновский анализ показал, что в мартенсите всех рассматриваемых сталей, закаленных как при лазерном воздействии, так и из печи в воде, содержится приблизительно равное количество углерода (-0,7 мас.%). Исследуемые материалы после лазерной и объемной закалок и последующей обработки холодом характеризуются близкими средними уровнями микротвердости (в пределах 9,7-10,1 ГПа). Уровень твердости после закалки в воде и охлаждения в жидком азоте составил 66-67 ед. HRC, у сталей У8, 80М2, 80Ф1, 80Г2, 80С2 и 67-68 ед. HRC3 у сталей 9ХС и ШХ15 [117]: Испытания на абразивное изнашивание показали (табл. 1.2), что из всех легирующих элементов только ванадий обеспечивает существенное повышение износостойкости высокоуглеродистого мартенсита, сформировавшегося как при лазерной, так и при обычной закалке из печи в воде: при одинаковых значениях твердости и концентрации углерода в мартенсите у закаленных сталей У8 и 80Ф1 сталь с 1,21%V имеет преимущество в износостойкости до 20% при испытании по корунду - в условиях микрорезания и до 70% -при испытании по кремню, когда преобладает пластическое оттеснение (царапание) материала. Дополнительное легирование высокоуглеродистого мартенсита молибденом, марганцем, кремнием и хромом не оказывает столь заметного положительного влияния на абразивную износостойкость (см. табл. 1.2). Наблюдаемое в ряде случаев некоторое преимущество в износостойкости у стали IIIX15 (по сравнению со сталью У8) может быть связано с наличием в закаленной структуре стали ШХ15 (содержащей 1%С) нерастворившихся при нагреве под закалку частиц цементита, легированного хромом.
Влияние лазерной и электронно-лучевой обработок на структуру и абразивную износостойкость цементированной стали 20ХНЗА
При трении на воздухе (см. рис. 1.13а, кривая 5) интенсивность адгезионного изнашивания мартенсита стали 35 резко снижается по сравнению с трением в безокислительной среде азота (кривые /, 2), поскольку образующиеся при фрикционном нагружении на воздухе окислы препятствуют адгезионному взаимодействию контактирующих металлических поверхностей. На поверхностях изнашивания у сталей 35 и 50 наблюдаются вырывы адгезионного характера, у сталей У8 и У10 - следы пластического оттеснения, а у стали У13 присутствуют усталостные микротрещины, развитие которых приводит к отделению фрагментов поверхностного слоя. Относительно высокие значения потерь массы образцов высокоуглеродистых сталей, испытанных на воздухе, являются следствием сложного влияния фрикционного окисления на прочность поверхности сталей, которое может способствовать дополнительному охрупчиванию сильнодеформированного дефектного поверхностного слоя сталей и тем самым интенсифицировать его разрушение [2]. Важно указать, что при трении закаленных сталей в воздушной атмосфере, как и в среде азота, рост концентрации углерода в мартенсите от -0,3 (сталь 35) до -0,7% (сталь У8) сопровождается непрерывным снижением износа (см. рис. 1.13а, кривая 3). Это связано с увеличением прочности мартенситной структуры, обусловливающим смену основного механизма изнашивания - от адгезионного к полидеформационному. Дальнейшее увеличение содержания углерода в мартенсите до 0,9% (сталь У10) и особенно до 1,2% (сталь У13) вызывает снижение износостойкости (рост износа) вследствие повышения хрупкости мартенситной структуры, которое проявляется в активизации формирования и развития микротрещин в поверхностном слое заэвтектоидных сталей.
Исследование деформационного упрочнения углеродистых сталей при фрикционном воздействии в различных средах показало (рис. 1.136), что микротвердость поверхностей изнашивания закаленных сталей по мере увеличения концентрации углерода в мартенсите возрастает от -10 ГПа (у стали 35) до 12-12,5 ГПа у стали эвтектоидного состава. При дальнейшем повышении содержания углерода в стали до 1,35% уровень эффективной прочности поверхностей трения не изменяется, за исключением случая фрикционного нагружения закаленной стали У13 в среде жидкого азота, когда микротвердость поверхности достигает максимальной величины - 13 ГПа (см. рис. 1.136, кривая 2). Высокая прочность поверхностей трения закаленных углеродистых сталей в значительной степени обусловлена протеканием в кристаллах а-фазы процессов деформационного динамического старения, обеспечивающих достижение в мартенситной структуре весьма большой плотности дислокаций (-5-10 см ) [133]. Наблюдаемое на рис. 1.136 снижение величины деформационного упрочнения АН закаленных сталей при увеличении содержания углерода от 0,38 до 1,00 обусловлено, очевидно, тем, что менее хрупкий мартенсит сталей 35 и 50 выдерживает большую величину пластической деформации до разрушения, чем высокоуглеродистый мартенсит. Некоторый рост величины упрочнения, имеющий место при переходе от стали У10 к стали У13, связан с присутствием в структуре стали У13 20% остаточного аустенита, снижающего исходную твердость. Как показал рентгеновский фазовый анализ в NiK«- и FeKa- излучениях, позволяющий анализировать слои толщиной соответственно 1 и 5 мкм, остаточный аустенит в сталях У8, У10 и У13 при трении полностью превращается в высокопрочный мартенсит деформации. В работах [116, 133] нами было показано, что при дополнительном легировании 1,2-2,0 мас.%У, Mo, Mn, Si и Сг только марганец в ряде случаев повышает износостойкость закаленной, высокоуглеродистой стали. По-видимому, это связано с положительным влиянием марганца на вязкость стали, на ее способность к экстремально высокой пластической деформации. В отличие от других рассматриваемых элементов замещения марганец облегчает поперечное скольжение дислокаций в а-фазе и тем самым снижает склонность материала к хрупкому разрушению [134]. Остальные элементы (Mo, V, Si, Сг) либо не влияют, либо оказывают отрицательное действие на сопротивление высокоуглеродистой стали изнашиванию. Так, ванадий (сталь 80Ф1) заметно снижает износостойкость закаленной неотпущенной стали при трении в различных средах. Это обусловлено повышенной хрупкостью ванадийсодержащего неотпущенного мартенсита [116]. В условиях низкотемпературного охрупчивания (испытание в жидком азоте) большой износ зафиксирован также у неотпущенной стали ШХ15. Установлено также [116, 133], что дополнительное легирование 1,2-2,0 мас.%У, Мо, Мп и Сг не повышает, а легирование кремнием заметно снижает твердость поверхностей трения высокоуглеродистых сталей.
Рассмотрим особенности развития процессов деформационного динамического старения в высокоуглеродистом мартенсите при отрицательных температурах фрикционного нагружения - в условиях пониженной диффузионной активности углерода. В табл. 1.5 приведены параметры эффективной прочности (Н„, т), концентрация углерода в мартенсите С и трибологические свойства закаленной и обработанной холодом стали У8 после фрикционного нагружения в среде азота при температурах из интервала от +75, +20, -75 и -196С. Микротвердость на поверхности дорожек изнашивания Н„ образцов определяли как среднее арифметическое из десяти измерений при нагрузке 0,49 Н. Сопротивление сдвигу поверхностного слоя т рассчитывали по формуле Ф. Боудена [135]: т=НтК, где Нт - микротвердость на поверхность трения образца, К - коэффициент трения. Параметры Нп, т, С в данном случае характеризовали структурное состояние деформированного слоя толщиной около 5 мкм.
Из табл. 1.5 видно, что снижение температуры испытания от +75 до -196С не оказывает заметного влияния на параметры эффективной прочности (Нп, х) поверхности стали, имеющей структуру тетрагонального мартенсита, а также на степень деформационного распада мартенсита, характеризуемую остаточным содержанием углерода в сс-твердом растворе. Это содержание составляет 0,30-0,40%. Прирост микротвердости мартенсита в результате фрикционного воздействия составляет около 2,5 ГПа. Изменение профиля рентгеновских линий (110)-(101)(011) мартенсита-имеет качественно одинаковый характер при всех использованных температурах нагружения (рис. 1.15, дифрактограммы 2 48 J). Фрикционное нагружение приводит к исчезновению дублета и резкому уменьшению ширины линии (110) а-мартенсита. Обращает на себя внимание тот факт, что нагружение при отрицательных температурах (-75 и —196 С) приводит к заметному смещению линии (110)(х в сторону меньших углов по отношению к положению данной линии после фрикционного нагружения при +20 и +75С. Это смещение (А29) достигает 25 мин при температуре испытания -196С (см. рис. 1.15). Возможно, что рассматриваемое смещение линии (110)а в сторону меньших углов связано с обнаруженными в работе [136] особенностями механического двойникования высокоуглеродистого мартенсита при низкотемпературной пластической деформации и их влиянием на положение атомов углерода в а-решетке.
Влияние высокотемпературного отжига на структуру, твердость, износостойкость и физические свойства высокоуглеродистых нелегированных сталей с перлитными и бейнитными структурами
Рассмотрим влияние отпуска на абразивную износостойкость сталей, подвергнутых объемной или лазерной закалке. Исследование влияния температуры отпуска (длительность 2 ч) на абразивную износостойкость и твердость закаленной различными способами эвтектоидной стали У8 показало (рис. 1.37а), что максимальной твердостью и износостойкостью (при испытании по корунду и кремню) обладает неотпущенная сталь. Отпуск при 75С не приводит к заметному изменению твердости и износостойкости закаленной стали У8. Однако дальнейшее повышение температуры отпуска вызывает значительное снижение ее износостойкости. Наиболее интенсивное, почти линейное по характеру падение износостойкости происходит в интервале температур отпуска 100-250С. В указанном интервале температур снижение износостойкости стали У8 носит более резкий характер, чем уменьшение твердости. Данный результат в известной мере противоречит весьма распространенному мнению относительно степени влияния низкого отпуска на абразивную износостойкость сталей, согласно которому снижение износостойкости высокоуглеродистых сталей при температурах отпуска 100-250С столь же невелико (10-15%), как и изменение их твердости [96]. В работе [97] сообщается даже о росте абразивной износостойкости закаленной высокоуглеродистой стали в результате отпуска при 200С. Согласно нашим экспериментам (см. рис. 1.37а), отпуск при 250С снижает износостойкость закаленной стали У8 в 1,8 раза при испытании по корунду и в 3,6 раза - при испытании по кремню. Способ закалки (лазером, из печи в воде) не влияет на характер зависимости износостойкости стали У8 от температуры отпуска и на абсолютные значения износостойкости. В интервале температур 250-б00С происходит весьма значительное падение твердости закаленной стали (на 30-32 ед. HRC,), однако снижение износостойкости при этом составляет всего 30 и 45% при испытании соответственно по корунду и кремню (см. рис. 1.37а).
Рентгенографическое и электронно-микроскопическое исследования показали, что резкое уменьшение износостойкости закаленных сталей после низкотемпературного отпуска обусловлено изменением, структурного состояния мартенсита в результате выделения углерода из а-решетки. Структура закаленной стали У8 представляет собой линзовидный мартенсит, пластины которого свободны от карбидных выделений, что свидетельствует о подавлении процессов самоотпуска мартенсита при закалке (см. рис. 1.2г, 1.18ж). Остаточный аустенит в количестве 5-8 об.% располагается между кристаллами мартенсита [109]. Отпуск при 150-250С приводит к выделению внутри пластин а-мартенсита дисперсных карбидных частиц (є-карбида), имеющих вид тонких стержней или пластин и є HRC3 - 65 11- 55 Н,ГПа
Влияние температуры отпуска на твердость HRC,, износостойкость при испытании по корунду (є) и кремню (є ) (а), микротвердость Н, интегральную ширину В линии (110)а и концентрацию углерода в мартенсите С стали У8: закалка лазером (о) и от 810С в воде (А, Л); 1 - до изнашивания; 2 - после изнашивания создающих контраст типа «ряби» (см. рис. 1.18з). Такой состаренный мартенсит, лишь незначительно уступающий в твердости неотпущенному мартенситу, обладает существенно меньшим сопротивлением изнашиванию (см. рис. 1.37а). Большая износостойкость неотпущенного мартенсита по сравнению с низкоотпущенным (состаренным) мартенситом не может быть объяснена лишь различием (небольшим) в твердости данных структур. Очевидно, объяснение установленного факта возможно лишь на основании анализа процессов, происходящих в мартенсите закаленной и отпущенной стали при абразивном изнашивании.
Исследования отпуска и воздействия абразива на микротвердость, интегральную ширину линии (110)а и среднее содержание углерода в мартенсите стали У8, подвергнутой лазерной и объемной закалкам, показали (рис. 1.376); что отпуск при температурах-выше 75-100С приводит к уменьшению содержания углерода в мартенсите, что является основной причиной снижения твердости и ширины линии при температурах отпуска 100-250С. Дальнейшее уменьшение указанных характеристик при температурах отпуска 300-600С связано, главным образом, с развитием процессов возврата в мартенсите, а также с изменением- морфологии карбидной фазы. Характер изменения содержания углерода, твердости и ширины линии мартенсита при- отпуске у стали У8, закаленной лазером, и у стали, закаленной из печи в воду, одинаков и соответствует существующим представлениям о процессах, происходящих при отпуске закаленных сталей [16, 75]. Абразивное воздействие вызывает существенные изменения рассматриваемых характеристик (см. рис. 1.376). В процессе изнашивания происходит интенсивное упрочнение стали. Максимальное повышение микротвердости (на 2,3-2,5 ГПа) наблюдается на поверхности изнашивания неотпущенной стали. Отпуск при температурах 100-150С приводит к снижению способности мартенсита к деформационному упрочнению. Величина упрочнения стали в указанном интервале температур постепенно снижается до 1,2 ГПа и при дальнейшем увеличении температуры отпуска до 600С сохраняется на уровне 1,0-1,3 ГПа (см. рис. 1.376). Рис. 1.38 показывает, что как и у закаленной неотпущенной стали (кривая 1), у отпущенной при 150 и 200С стали (кривые 2, 3) снижение микротвердости происходит в поверхностном слое глубиной 15 мкм.
Деформация трением приводит к уменьшению ширины линии (ПО) мартенсита, отпущенного при температурах менее 200С, в котором присутствует заметное количество углерода (см. рис. 1.376). Следовательно в данном случае эффект уменьшения ширины линии в результате снижения тетрагональности мартенсита преобладает над эффектом роста ширины линии вследствие повышения плотности дислокаций. У стали же, отпущенной при более высоких температурах, деформация трением вызывает, напротив, увеличение ширины линии ос-фазы, что обусловлено преобладающим вкладом в изменение ширины линии роста дефектности мартенсита при изнашивании.
Происходящее в результате абразивного-воздействия.уменьшение тетрагональности мартенсита характеризует количество углерода, участвующего во взаимодействии с образующимися дислокациями. Это количество, как следует из рис. 1.376, составляет около 0,25-0,30 мас.% для стали закаленной, а также отпущенной при температурах 75-150С. Уменьшение тетрагональности мартенсита свидетельствует о протекании деформационного динамического старения, в результате которого углерод из мартенсита переходит в примесные атмосферы дислокаций, обеспечивая их закрепление. В условиях трения и абразивного изнашивания плотность дислокаций на поверхности сталей достигает порядка (2-5)40 см [2, 115]. Для полного закрепления 10 -10 см дислокаций в мартенсите требуется не менее 0,2 мас.% углерода [16], что примерно соответствует обнаруженному снижению тетрагональное при абразивном изнашивании как закаленной, так и низкоотпущенной стали (см. рис. 1.376).
Ранее было показано (см. рис. 1.3), что снижение концентрации углерода в мартенсите закаленных неотпущенных сталей, не содержащих в структуре карбидной фазы, приводит к уменьшению способности сталей к деформационному упрочнению при трении, что свидетельствовало об уменьшении положительной роли деформационного динамического старения в упрочнении мартенсита с концентрацией углерода менее 0,6-0,5%. Представленные на рис. 1.376 результаты показывают, что в результате отпуска при температурах до 150С также снижается эффективность влияния деформационного динамического старения на упрочнение мартенсита при изнашивании.
Низкий отпуск стали У8 при 150-250С, вызывающий выход углерода из мартенсита и образование є-карбида, приводит к значительному (до 2-2,5 раз) снижению способности закаленной стали к упрочнению при изнашивании (см. рис. 1.376). Следовательно, присутствие повышенного количества углерода в решетке неотпущенного мартенсита оказывает более эффективное влияние на деформационное упрочнение и износостойкость мартенситной структуры при изнашивании, нежели присутствие в мартенситных кристаллах дисперсных карбидных частиц, выделившихся при низком отпуске. Закрепление многочисленных дислокаций атомами углерода (примесный механизм) оказывается более эффективным механизмом упрочнения мартенситной структуры при изнашивании по сравнению с барьерным действием дисперсных карбидных є-частиц (см. рис. 1.376).
Таким образом, наблюдаемая сильная зависимость абразивной износостойкости закаленных сталей от температуры низкого отпуска является следствием уменьшения содержания углерода в мартенсите при отпуске, которое приводит к снижению не только исходной твердости, но и способности мартенсита к упрочнению при изнашивании. Действием последнего фактора объясняется более резкий, чем у твердости, характер зависимости износостойкости закаленной стали У8 от температуры и времени [98] низкого ( отпуска. Полученные данные свидетельствуют о том, что за счет оптимизации режима низкого отпуска можно в довольно широких пределах изменять износостойкость закаленных сталей.
Механические свойства при растяжении перлитной высокоуглеродистой стали и особенности их магнитного и электромагнитного контроля
Шарошечные буровые долота работают в чрезвычайно тяжелых условиях нагружения, которые характеризуются воздействием на инструмент больших статических и динамических нагрузок, трения, абразива, коррозионной среды. Специалисты считают, что по тяжести условий эксплуатации буровые долота не имеют аналогов среди других деталей и узлов современных машин, механизмов. Осевые нагрузки на долото достигают десятков тонн, скорость вращения — 600-900 об/мин, скорость подачи бурового раствора - 60 л/с и более [155]. К наиболее нагруженным деталям шарошечных буровых долот относится цапфа лапы долота (рис. 1.62), в особенности ее нижняя (нагруженная) часть, которая в процессе эксплуатации подвергается интенсивному контактно-усталостному разрушению, хрупкому разрушению (буртов) и абразивному изнашиванию. К материалу долот поэтому предъявляются особые требования: высокая твердость, абразивная износостойкость, контактно-усталостная прочность поверхностного слоя при относительно прочной и вязкой сердцевине. Такое сочетание свойств достигается у среднелегированных хромоникелевых сталей, подвергаемых цементации.
Сопротивление изнашивание поверхности трения цапфы в значительной степени определяется структурным состоянием цементированного слоя на дорожках качения, воспринимающих контактную нагрузку. Вопросу влияния структуры цементированного слоя на работоспособность цапфы буровых долот посвящены многочисленные исследования В.Д.Тарана, Э.Л.Мархасина, В.М.Виноградова, Г.К.Шрейбера, Г.М.Сорокина, С.С.Хачатурова и других авторов. Однако анализ имеющихся литературных данных показал, что вопрос об оптимальной износостойкой структуре рассматриваемого цементированного слоя изучен недостаточно полно. На предприятиях-изготовителях буровых долот (Уралбурмаш, Куйбышевбурмаш и др.) заключительными операциями термообработки деталей долот (лап, шарошек) являются закалка (от 780-820С в масло) и последующий низкий отпуск при 170-200С в течение 2-4 ч [155]. После данной термообработки структура 106 цементированного слоя цапфы состоит из отпущенного малоуглеродистого ( 0,2%С) мартенсита, упрочненного выделениями карбидной є-фазьі, и остаточного аустенита (20-40%). Выбор температуры низкого отпуска для деталей буровых долот связан с необходимостью увеличения вязкости, пластичности закаленного цементированного слоя при сохранении его высокой твердости, циклической и контактно-усталостной прочности, износостойкости. Однако убедительного обоснования оптимальности низкого отпуска при температурах 170-200С, подкрепленного результатами стендовых и эксплуатационных испытаний, в специальной литературе не приводится. По данным В.С.Сагарадзе [166], наиболее высокий предел выносливости у закаленной цементированной стали 20Х2Н4А наблюдается после отпуска при 140С в течение 1 часа, когда в мартенсите сохраняется 0,6% углерода (содержание углерода в неотпущенном мартенсите 0,8%). В работе [175] высказывается предположение о возможности отмены операции низкого отпуска (с целью сохранения высокого предела выносливости) в тех случаях, когда это не вызывает резкого падения ударной вязкости цементированных сталей.
Рассмотренные в предыдущих разделах экспериментальные результаты свидетельствуют, что структура, содержащая малоуглеродистый мартенсит, не является оптимальной с точки зрения сопротивления изнашиванию при абразивном воздействии и трении скольжения. Наиболее высокая износостойкость у цементированной стали достигается при создании в цементированном слое структуры, основу которой составляет высокоуглеродистый ( 0,6%С) мартенсит. Такого рода структура в цементированной (высокоуглеродистой) стали может быть получена с помощью современных способов упрочнения - лазерного, электронно-лучевого и других, а также посредством традиционной термообработки, включающей объемную закалку и оптимизированный низкий отпуск, который обеспечит сохранение в мартенсите возможно большей концентрации растворенного углерода и при этом за счет снятия высоких пиковых внутренних напряжений не приведет к повышенному хрупкому разрушению цементированного слоя лап и шарошек долот в условиях эксплуатации.
Лазерную обработку беговых дорожек лап долот, подвергнутых стандартной химико-термической обработке (цементация, двойная закалка в масле, отпуск при 170-190С) и шлифованию, проводили в режиме без оплавления поверхности, поскольку оплавление приводит к формированию повышенного количества остаточного аустенита и, соответственно, к пониженной твердости и несущей способности поверхности. При выборе технологической схемы лазерной обработки необходимо было исключить наличие на беговых дорожках разупрочненных зон лазерного отпуска, формирующихся при обработке с наложением лазерных треков, когда каждый последующий проход луча частично разупрочняет закаленную зону от предыдущего прохода (см. рис. 125). Кроме того, на границах зон лазерной закалки возникают растягивающие напряжения, которые существенно снижают усталостную прочность металлических изделий [174]. Особенно нежелательно присутствие разупрочненных участков и зон с растягивающими напряжениями в центральной части шариковых дорожек качения, для которых характерен точечный силовой контакт с телами качения - шариками.
Поэтому обработку лап долот типа III 190,5С-ЦВ на СОг-лазере ЛТ1-2М непрерывного действия и специально созданном технологическом стенде (рис. 1.63) проводили с использованием прямоугольного пятна, которое позволяло за один проход получать однородную закаленную зону глубиной 0,7-0,9 мм практически по всей ширине (10-11 мм) роликовой и двух шариковых беговых дорожек цапфы лапы долота (см. рис. 1.626, в). Лазерную обработку осуществляли в струе гелия, при мощности 2 кВт и скорости 25 м/ч. Часть упрочненных лазером-лап подвергалась дополнительной обработке холодом при -183С (выдержка 10 мин). Рис. 1.64 показывает, что сформировавшийся упрочненный слой имел по всей глубине однородную мартенситно-аустенитную структуру и характеризовался постоянным высоким уровнем микротвердости: 8,6-9,8 ГПа — в случае лазерной закалки и 9,8-10,8 ГПа — в случае лазерной закалки с последующей обработкой
