Содержание к диссертации
Введение
1. Литературный обзор 12
1.1. Виды изнашивания. Износостойкость материала 12
1.2. Влияние структуры на износостойкость сталей 18
1.3. Влияние размера зерна на износостойкость сталей 33
1.4. Формирование нанокристаллических структур в сталях при трении 34
1.5. Постановка задачи исследования 40
2. Материал и методика эксперимента 45
2.1. Материал исследования 45
2.2. Термическая обработка материалов 46
2.3. Методы испытаний 46
2.4. Методы структурных исследований 51
3. Влияние концентрации углерода в мартенсите на износостойкость и деформационное упрочнение углеродистых сталей при трении скольжения и абразивном воздействии 53
3.1. Износостойкость, твердость и деформационное упрочнение углеродистых сталей при абразивном воздействии 53
3.2. Износостойкость углеродистых сталей при трении скольжения с большими контактными нагрузками 60
3.3. Деформационное упрочнение углеродистых сталей при трении скольжения с большими контактными нагрузками 69
3.4. Влияние отпуска на трибологические свойства поверхности закаленной стали У8 74
3.5. Выводы 77
4. Структура и абразивная износостойкость закаленных и отпущенных заэвтектоидных углеродистых сталей 79
4.1. Влияние избыточных карбидов и графитных включений на износостойкость сталей 79
4.2. Влияние размера зерна на износостойкость стали 84
4.3. Износостойкость мартенсита и остаточного аустенита закаленных от различных температур и низкоотпущенных сталей 86
4.4. Влияние температуры отпуска на износостойкость сталей, подвергнутых высокотемпературной закалке 100
4.5. Влияние степени коагуляции и объемной доли карбидов отпуска на износостойкость сталей 107
4.6. Выводы 109
5. Теплостойкость и трибологические свойства закаленных углеродистых сталей, упрочненных поверхностным деформированием в условиях трения скольжения 112
5.1. Формирование нанокристаллических структур в поверхностных слоях углеродистых сталей при трении 112
5.2. Теплостойкость закаленных углеродистых сталей, упрочненных поверхностным деформированием 116
5.3. Эволюция нанокристаллических структур, сформированных фрикционной обработкой, при нагреве 124
5.4. Трибологические свойства стали У8, упрочненной поверхностным деформированием 129
5.5. Выводы 134
Заключение 136
Общие выводы 140
Список литературы 143
Список публикаций 153
- Влияние структуры на износостойкость сталей
- Износостойкость, твердость и деформационное упрочнение углеродистых сталей при абразивном воздействии
- Износостойкость мартенсита и остаточного аустенита закаленных от различных температур и низкоотпущенных сталей
- Трибологические свойства стали У8, упрочненной поверхностным деформированием
Введение к работе
Актуальность темы исследования. Проблема повышения долговечности деталей машин и инструмента является одной из самых важных проблем материаловедения. Эффективное повышение служебных характеристик деталей и инструмента связано с необходимостью увеличения их износостойкости. При этом важное значение имеет вопрос оптимизации структурных превращений и процессов деформационного упрочнения в металлических материалах при трении.
Стали и сплавы на основе железа являются основным материалом при изготовлении различных деталей и инструмента, причем из общего объема выпускаемых промышленностью сталей углеродистые стали составляют около 80 %. Поэтому одной из важных научных и практических задач исследователей является изучение структурных и фазовых превращений, происходящих именно в углеродистых сталях при трении, а также их влияние на сопротивление сталей изнашиванию в различных условиях нагружения.
Исследованию износостойкости сталей и сплавов посвящено большое количество работ. Описаны методы оптимизации структуры с целью повышения износостойкости стальных изделий, показаны способы формирования на поверхности сталей и сплавов при трении ультрадисперсных структур, обладающих высокой твердостью, износостойкостью, пластичностью, а также устойчивостью к разупрочнению при отпуске и фрикционном нагреве. Получены результаты, имеющие важное научное и практическое значение. Но несмотря на большой объем исследований, выполненных в указанном направлении, ряд вопросов, связанных с влиянием структуры на износостойкость сталей, в том числе углеродистых, до сих пор остается недостаточно изученным.
Практически нет данных о влиянии содержания углерода в мартенсите и наличии остаточного аустенита на износостойкость углеродистых сталей при различных видах изнашивания. Мало изучены вопросы влияния размера зерна, наличия избыточной карбидной фазы и графитных включений на сопротивление изнашиванию закаленных углеродистых сталей, особенно в условиях, близких к реальным условиям эксплуатации стальных изделий.
В связи с этим исследование, проведенное в настоящей диссертационной работе, представляется актуальным.
Цель и задачи работы. Целью настоящей работы является изучение влияния исходной структуры, структурных и фазовых превращений, происходящих в поверхностных слоях сталей при трении, на эффективную прочность и износостойкость закаленных углеродистых сталей при различных видах контактного нагружения. Для достижения этой цели требуется решить следующие задачи:
-
Изучить влияние содержания углерода в мартенсите (0,04-1,35 мас.%) на износостойкость и деформационное упрочнение закаленных углеродистых сталей при абразивном воздействии.
-
Исследовать влияние содержания углерода в сталях (0,38-1,35 мас.%) на трибологические свойства и деформационное упрочнение при трении скольжения в различных средах (газообразный и жидкий азот, воздух).
3. Изучить влияние остаточного аустенита (в количестве 5-70 об.%) на
сопротивление высокоуглеродистых (0,83—1,84 мас.% С) закаленных
сталей изнашиванию при скольжении по закрепленному абразиву
различной твердости.
-
Исследовать влияние избыточной карбидной фазы, графитных включений, а также степени коагуляции и объемной доли карбидов отпуска на сопротивление высокоуглеродистых сталей абразивному изнашиванию.
-
Оценить влияние размера зерна на абразивную износостойкость углеродистых сталей.
6. Рассмотреть вопросы формирования нанокристаллической
структуры мартенсита в поверхностных слоях углеродистых
(0,38-1,35 мас.% С) сталей при трении. Исследовать прочность,
теплостойкость и износостойкость нанокристаллических структур,
формирующихся в углеродистых сталях в условиях фрикционного
нагружения твердосплавным индентором.
Материалом исследования выбраны углеродистые стали с различным исходным содержанием углерода (от 0,04 до 1,84 мас.%), имеющие мартенситную основу (см. табл.).
Научная новизна работы. На основании проведенных исследований получены новые научные результаты, которые выносятся на защиту:
1. При изучении влияния концентрации углерода в мартенсите на
абразивную износостойкость углеродистых сталей установлено, что
между твердостью и износостойкостью отсутствует пропорциональная
зависимость. Выявлено отрицательное влияние повышенной
хрупкости высокоуглеродистого мартенсита на сопротивление
абразивному изнашиванию в условиях пластического оттеснения.
2. Установлено, что метастабильный остаточный аустенит,
присутствующий в закаленных высокоуглеродистых сталях, может
оказывать на абразивную износостойкость как положительное (в
условиях микрорезания), так и отрицательное (в условиях
пластического оттеснения) воздействие. Выявлено положительное
влияние остаточного аустенита на износостойкость сталей,
подвергнутых низкому отпуску.
3. Установлено, что первичный избыточный цементит и карбиды
отпуска оказывают положительное влияние на сопротивление
абразивному изнашиванию закаленных и отпущенных
высокоуглеродистых сталей. Влияния графитных включений и
размера зерна на абразивную износостойкость не выявлено.
4. При изучении влияния содержания углерода в сталях на
износостойкость и деформационное упрочнение в условиях трения
скольжения обнаружено, что между деформационным упрочнением
углеродистых сталей и величиной их износа отсутствует прямая .
зависимость. Установлено, что фрикционное окисление повышающее
сопротивление углеродистых сталей адгезионному схватыванию, в -!.-
условиях усталостного изнашивания приводит к охрупчиванию и
снижению износостойкости поверхностного слоя.
5. Показана возможность формирования высокопрочных и
теплостойких нанокристаллических мартенситных структур в
поверхностном слое углеродистых сталей при фрикционном - 4.
воздействии. Установлено, что с ростом концентрации углерода,
прочность таких структур повышается, однако снижается их
теплостойкость. Фрикционная обработка обеспечивает существенное
повышение износостойкости закаленных сталей при абразивном
воздействии и трении скольжения.
Личный вклад автора. В представляемой научно-исследовательской работе при непосредственном участии автора получена значительная часть экспериментального материала. Автором проведена термическая обработка используемых материалов, подготовлены образцы для испытаний на износостойкость. Испытания материалов в условиях абразивного изнашивания и трения скольжения, а также дюрометрические исследования выполнены совместно с к.т.н. Макаровым А.В. Автором проведен металлографический и рентгеноструктурный анализ образцов, а также подготовлены материалы для электронной микроскопии. Электронно-микроскопические исследования выполнены под руководством и при участии д.т-н. Коршунова Л.Г. и д.т.н. Яковлевой И.Л.
Диссертант принимал непосредственное участие при планировании эксперимента и в обсуждении полученных результатов, а также в написании статей и тезисов докладов. Результаты исследований неоднократно докладывались лично диссертантом на совещаниях и конференциях, в том числе и международных.
Научная и практическая ценность работы заключается в подробном рассмотрении структурных аспектов износостойкости закаленных углеродистых сталей в условиях нагружения, близких к реальным условиям эксплуатации стальных деталей. Обсуждены важные вопросы, касающиеся структурных превращений, механизмов деформационного упрочнения и их влияния на сопротивление углеродистых сталей изнашиванию. Установлены режимы термообработки, способствующие получению оптимальной структуры, обладающей повышенной прочностью и износостойкостью в различных условиях изнашивания. Показана возможность формирования высокопрочных и теплостойких нанокристаллических мартенситных структур в поверхностных слоях углеродистых сталей при фрикционном нагружении, что позволяет рассматривать упрочняющую фрикционную обработку в качестве перспективного способа улучшения эксплуатационно-важных характеристик стальных поверхностей. Данная работа является новым шагом в рассмотрении вопросов износостойкости и долговечности стальных изделий, расширяет металловедческий подход в этом направлении.
Достоверность полученных в данной работе результатов обеспечена использованием проверенных и апробированных методов
испытаний материалов, применением математических способов обработки экспериментальных данных и определения погрешностей измерений, а также использованием современных методов структурного анализа (рентгеновского, металлографического, электронно-микроскопического).
Результаты исследований, приведенные в настоящей работе, хорошо согласуются с полученными ранее другими исследователями расчетными данными и экспериментальными результатами.
Апробация работы. Основные научные результаты работы, изложенные в диссертации, были доложены и обсуждены на 18 российских и международных конференциях и совещаниях.
По теме диссертационной работы опубликовано 12 научных статей (из них 4 - в рецензируемых журналах, 8 — в сборниках научных трудов) и 13 тезисов докладов. Список основных публикаций приведен в конце автореферата.
Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения, общих выводов и списка литературы, включающего 120 наименований. Объем диссертации — 154 страницы, 7 таблиц, 38 рисунков.
Влияние структуры на износостойкость сталей
Известно, что структура закаленной стали зависит от содержания углерода и температуры нагрева под закалку [18]. Основу закаленных углеродистых сталей составляет мартенсит. Углерод, растворенный при нагреве под закалку в аустените, будет понижать температурный интервал мартенситного превращения. Чем выше содержание углерода в стали, тем ниже интервал мартенситного превращения [19]. При содержании в аустените более 0,5% С температура окончания мартенситного превращения будет ниже комнатной, вследствие чего после закалки в стали наряду с мартенситом присутствует остаточный аустенит. Количество растворенного в аустените углерода будет определять тетрагональность и твердость мартенсита, а также количество остаточного аустенита, избыточных карбидов. Следовательно, и твердость закаленной стали будет определяться перечисленными факторами [20].
Степень тетрагональное мартенсита (с/а) линейно возрастает с увеличением содержания в нем углерода до 1,4% в соответствии с известной зависимостью: с/а = 1 + 0,0467р, где р - весовой процент углерода [21]. При концентрации углерода в мартенсите более 1,4% кристаллическая решетка мартенсита становится ромбической [22].
Отпуск закаленной стали сопровождается изменениями ее кристаллической структуры, определяющими изменения свойств. При отпуске закаленной стали протекают процессы распада мартенсита, образования дисперсных выделений s-карбида (БегС) и цементита (РезС), их коагуляция, распад остаточного аустенита, возврат и рекристаллизация ферритной матрицы. Распад мартенсита включает перераспределение атомов углерода по междоузлиям решетки мартенсита, формирование сегрегации атомов углерода у дефектов кристаллического строения и выделение углерода в карбидную фазу [23]. Эти процессы сопровождаются уменьшением отношения осей тетрагональной решетки мартенсита, приближением периодов с и а к периоду решетки а-железа. При этом возникает состояние стали с неоднородной тетрагональной структурой и малым отношением осей тетрагональной решетки, постепенно мартенсит углеродистых сталей, имеющий объемноцентрированную тетрагональную (о.ц.т.) решетку, переходит в феррит с о.ц.к. решеткой [24].
Начальные стадии распада мартенсита соответствуют температурам 150-200С, при этом происходит образование дисперсных частиц є-карбида. Надо заметить, что первые дисперсные выделения г-карбида могут появляться уже при температурах ниже 150С, когда диффузионная подвижность атомов углерода мала, причем на их образование используется углерод лишь из участков мартенсита, непосредственно прилегающих к карбидам [25]. При температурах 150-200С твердость стали практически не меняется, а затем с повышением температуры снижается. При повышении температуры продолжается выделение углерода в виде карбидов из мартенсита.
При 200-300С в структуре стали появляется цементит, который является более стабильной фазой, чем є-карбид. Образование цементита может осуществляться двумя путями. Во первых, он возникает в результате перестройки є-карбида. Во-вторых, цементит выделяется непосредственно из пересыщенного твердого раствора, что сопровождается растворением є-карбида [25]. Чем выше температура нагрева, тем существенней мартенсит обедняется углеродом, тем меньше тетрагональность его решетки. При температурах 300-350С практически весь углерод выделяется из мартенсита. Концентрация углерода в твердом растворе соответствует равновесной, и переход мартенсита в феррит заканчивается. Соответственно, заканчивается и образование цементита вне зависимости от содержания углерода в стали. При повышении температуры получают интенсивное развитие процессы сфероидизации и коалесценции цементита. В углеродистой стали коагуляция цементита начинается при температурах отпуска 350-400С [20,25]. При отпуске закаленной стали протекают два противоположных по влиянию процесса: разупрочнение вследствие распада мартенсита и упрочнение в результате выделения дисперсных частиц карбидов. Дисперсные карбидные частицы повышают твердость (предел текучести, временное сопротивление) стали, так как являются эффективными препятствиями на пути движения дислокаций. Эффективность упрочнения обусловливается количественным соотношением процессов разупрочнения и упрочнения [26].
При рассмотрении вопроса о влиянии структуры на износостойкость сталей главное местно уделяется влиянию мартенсита. Известно, что сопротивление мартенсита абразивному и усталостному изнашиванию в сильной степени зависит от содержания в нем углерода [1, 17]. От концентрации углерода зависит как исходная прочность [20], так и способность мартенсита к деформационному упрочнению под действием контактного нагружения [27]. Дисперсность мартенситных кристаллов, морфология мартенсита, уровень его легированности .. элементами замещения (Mn, Cr, Ni, Mo и др.) оказывают значительно меньшее влияние на прочностные свойства мартенситной структуры [28,29,30].
Твердость мартенсита резко возрастает при увеличении содержания -углерода до 0,6 мас.%. Дальнейшее повышение концентрации углерода сопровождается относительно небольшим приростом твердости мартенсита. При ,. содержании углерода 0,7-0,8 мас.% достигается максимальный уровень твердости закаленных на мартенсит углеродистых сталей [20].
В работе [31] было экспериментально показано, что высокоуглеродистый тетрагональный мартенсит, наряду с большой твердостью, обладает способностью к деформационному упрочнению при холодной пластической деформации. Это объясняется частичным распадом тетрагонального мартенсита, подобным распаду при температурах 100-200С, в процессе которого из мартенсита выделяется углерод в виде дисперсных карбидных частиц. Карбидные частицы, взаимодействуя с возникающими при пластической деформации дислокациями, закрепляют их, что вызывает интенсивное упрочнение закаленной стали [32].
С другой стороны, растворенный в мартенсите углерод также оказывает очень сильное влияние на вязкость и пластичность мартенситной структуры. С ростом концентрации углерода в мартенсите вязкость стали резко падает. Известно, что уже при содержании в мартенсите около 0,4% углерода закаленная сталь становится очень хрупкой, и ее нельзя использовать в качестве конструкционного материала без последующего отпуска [22, 28, 29]. Поэтому структура неотпущенного (тетрагонального) мартенсита долгое время не находила широкого применения в технике. Современные технологии термической обработки изделий из сталей мартенситного класса обязательно предполагают проведение после закалки операции отпуска, обеспечивающей снятие внутренних напряжений в изделии, повышение вязкости и пластичности стали. Отпуск уже при температурах 200-250С вызывает резкое снижение тетрагональное мартенсита, что связано с выходом из его решетки значительной части углерода и образованием высокодисперсных частиц гексагонального є-карбида. Полная потеря тетрагональности мартенсита имеет место при температурах отпуска 275-350С [22,24]. Таким образом, низкий отпуск при 250-275С значительно изменяет структуру углеродистого мартенсита: из тетрагонального он превращается преимущественно в кубический, упрочненный дисперсионными частицами. Отпущенный мартенсит является основой структуры многих высокопрочных конструкционных и инструментальных сталей, поскольку наряду с высокой прочностью он обладает и высокой пластичностью [28,29].
Износостойкость, твердость и деформационное упрочнение углеродистых сталей при абразивном воздействии
Известно, что в углеродистых сталях при резком охлаждении из аустенитного состояния образуется мартенсит - твердый раствор углерода в о железе. При этом содержание углерода в мартенсите может соответствовать его содержанию в стали, если температура нагрева под закалку была достаточной для полного растворения карбидной фазы в аустените.
Структурный анализ, проведенный на исследуемых материалах, показал, что при лазерной закалке на поверхности армко-железа формируется безуглеродистый массивный мартенсит, а в поверхностных слоях образцов сталей 10 и 20 -малоуглеродистый реечный мартенсит (рис. 3.1 а, б). Закалка средне- и высокоуглеродистых сталей (35, 50, У8, У10 и У13) в холодном соляном водном растворе обеспечила подобно лазерной закалке формирование мартенситных структур с концентрацией углерода в твердом растворе, близкой к содержанию углерода в стали. На рис. 3.1 в, г показана структура мартенсита закаленных сталей 35 и У8. После обработки в жидком азоте количество остаточного аустенита в сталях У8, У10 и У13 составило соответственно около 5, 10 и 20 об.%. Проведение более глубокого охлаждения в жидком гелии (-269С) не обеспечивало дополнительного снижения доли остаточного аустенита в указанных высокоуглеродистых сталях.
Данные материалы подвергались испытаниям в условиях абразивного изнашивания и при трении скольжения. Целью этих испытаний было изучение влияния содержания углерода в мартенсите на износостойкость сталей.
Результаты испытаний углеродистых сталей на абразивную износостойкость, а также их исходная твердость приведены на рис. 3.2. Видно, что с увеличением содержания углерода в мартенсите исходная твердость сталей плавно возрастает и достигает максимальных значений при 0,9% углерода (сталь У10).
Наличие в высокоуглеродистых сталях значительного количества остаточного аустенита (до 20% в стали У13) приводит к снижению исходной твердости (см. рис. 3.2). При испытании по корунду, когда основным механизмом изнашивания всех исследуемых сталей является микрорезание, износостойкость также линейно возрастает при увеличении содержания углерода в мартенсите до 0,9%. При испытании по более мягкому абразиву - кремню пропорциональная зависимость износостойкости от концентрации углерода характерна только для низко- и среднеуглеродистого (до 0,5% С) мартенсита.
При переходе к структурам высокоуглеродистого мартенсита отмечается более резкий рост износостойкости. Видимо, это связано с изменением основного механизма изнашивания от микрорезания к пластическому оттеснению (царапанию) вследствие близости уровней твердости кремня (-10 ГПа) и высокоуглеродистого мартенсита. 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 (см. рис. 3.2).
Важно также указать на отсутствие строгой пропорциональной зависимости между твердостью и абразивной износостойкостью углеродистого мартенсита: замедление роста твердости в интервале концентраций углерода 0,5-0,9% не сопровождается аналогичным снижением темпа роста износостойкости мартенситной структуры. Отмеченный факт обусловлен увеличением способности мартенсита к деформационному упрочнению при повышении содержания в нем углерода более 0,5% вследствие активизации в высокоуглеродистом мартенсите при изнашивании процессов деформационного динамического старения [27, 35].
В таблице 4 представлены результаты измерения микротвердости (исходной и после изнашивания), характеризующие деформационное упрочнение углеродистого мартенсита при абразивном (корунд) воздействии. Видно, что микротвердость на поверхности абразивного изнашивания возрастает по мере увеличения содержания углерода в стали, достигая максимальных значений у стали У10. Аналогичным образом изменяется и износостойкость закаленных сталей при испытании по корунду (см. рис. 3.2). У высокоуглеродистых сталей отмечается значительно большая способность к упрочнению в условиях микрорезания по сравнению со среднеуглеродистыми сталями, что связано с увеличением способности мартенсита к деформационному упрочнению при повышении содержания в нем углерода более 0,5%.
Повышенное упрочнение (АН) при абразивном воздействии стали У13 по сравнению со сталями У8 и У10 обусловлено присутствием в ее структуре 20%» остаточного аустенита, снижающего исходную твердость стали (см. рис. 3.2, таблица 4). Положительное влияние остаточного аустенита на износостойкость высокоуглеродистых сталей связано с его превращением в высокопрочный мартенсит деформации в условиях абразивного изнашивания.
Рентгеноструктурный анализ показывает, что у закаленной стали У8 наблюдается четкое разделение линии (110) мартенсита на дублет (рис. 3.3, кривая 1). Междублетное расстояние соответствует среднему содержанию углерода в мартенсите около 0,8 мас.%. Проведение обработки холодом не изменяет вида дифрактограммы закаленной стали (рис. 3.3, кривая 2). Абразивное воздействие приводит к резкому изменению формы линий мартенсита, которое проявляется в исчезновении разделенного дублета (рис. 3.3, кривая 3). Подобное изменение формы происходит и в результате отпуска (рис. 3.3, кривая 4). Наблюдаемое в обоих случаях изменение формы дифракционных линий свидетельствует об уменьшении тетрагональности мартенсита, которое соответствует выходу из мартенсита 0,25-0,3 мас.% углерода. Падение тетрагональности мартенсита при изнашивании обусловлено деформационным динамическим старением мартенсита [46]. Деформационное динамическое старение мартенсита, происходящее при холодной пластической деформации, по своей природе подобно низкотемпературному распаду мартенсита.
Необходимо отметить, что положение максимума линии мартенсита закаленной стали, подвергнутой абразивному воздействию, находится при меньших углах, чем положение максимума линии низкоотпущенного мартенсита. Это смещение составляет около 20 мин. Этот факт свидетельствует о различии структурных превращений, происходящих в мартенсите стали при отпуске и изнашивании. Обнаруженное смещение линии мартенсита может быть связано с развитием в результате интенсивной пластической деформации стали процессов перераспределения атомов углерода по октопорам кристаллической решетки, с возникновением внутренних напряжений в поверхностном слое материалов и образованием дефектов упаковки.
Воздействие абразива на низкоотпущенную сталь также вызывает заметное уменьшение ширины линии мартенсита, соответствующее снижению содержания углерода в твердом растворе на 0,25 мас.%, и смещает линию а-фазы на 10 мин в сторону меньших углов (рис. 3.3, кривая 5). Как и при изнашивании неотпущенного мартенсита, это свидетельствует о деформационном динамическом старении, которое характеризуется взаимодействием атомов углерода с многочисленными дислокациями, возникающими при трении.
Необходимо отметить, что при пластической деформации стальных поверхностей ширина линии (110) мартенсита должна увеличиваться [108]. По-видимому, уменьшение ширины линии в данном случае обусловлено тем, что снижение тетрагональное мартенсита при деформационном динамическом старении оказывает гораздо большее влияние на ширину линии (110)а, чем увеличение дефектности мартенситной структуры при трении.
Полученные экспериментальные данные хорошо согласуются с результатами работ [47, 49, 50].
Износостойкость мартенсита и остаточного аустенита закаленных от различных температур и низкоотпущенных сталей
Электронно-микроскопическое исследование, проведенное на заэвтектоидных сталях, показало, что структура закаленной от 1000С стали У10 состоит из двойникованного линзовидного мартенсита (рис. 4.5 а) и остаточного аустенита, располагающегося в виде протяженных полей между мартенситными пластинами (рис. 4.5 б). Первичных избыточных карбидов в структуре не наблюдали. После отпуска при 200С в структуре отчетливо видны характерные для отпущенных заэвтектоидных сталей выделения дисперсных частиц є-карбидов (рис. 4.5 в).
Изучение влияния температуры закалки на структуру и свойства стали У10 показало, что в интервале температур 790-900С для закаленной неотпущенной стали характерен заметный рост абразивной износостойкости, обусловленный увеличением концентрации углерода в мартенсите и остаточном аустените (рис. 4.6, кривые 1). При этом, однако, наблюдается небольшое снижение твердости закаленной стали при повышении температуры аустенизации от 790 до 900С, связанное с увеличением содержания остаточного аустенита до 20-25%. Дальнейшее увеличение температуры закалки выше 900С не приводит к существенным изменениям структурных и прочностных характеристик стали У10.
Обработка холодом закаленной стали У10 приводит к снижению доли у-фазы до 5-10% и соответствующему увеличению твердости на 1-2 HRC3, однако оказывает относительно малое влияние на сопротивление абразивному изнашиванию (рис. 4.6 а, в, г, д, кривые 2). Это свидетельствует о близких уровнях износостойкости неотпущенного мартенсита и высокоуглеродистого остаточного аустенита, содержащих в твердом растворе около 0,9% углерода (рис. 4.6 б). Как следует из таблицы 5, остаточный аустенит в стали У10 при изнашивании превращается в мартенсит деформации, что обусловливает одинаковые уровни прочности поверхностей трения как у закаленной, так и у дополнительно обработанной холодом стали (12,0-12,3 ГПа). Наблюдаемое интенсивное деформационное упрочнение неотпущенных структур во многом связано с развитием при изнашивании в высокоуглеродистом мартенсите охлаждения и мартенсите деформации процессов деформационного динамического старения, обеспечивающих эффективное закрепление атомами углерода многочисленных дислокаций трения [36,46, 111].
Отпуск при 200С, приводящий к обеднению мартенсита закаленной стали У10 углеродом, вызывает заметное снижение ее исходной твердости, способности к деформационному упрочнению (см. рис. 4.6 а, кривая 3, таблица 5) и, как следствие, к резкому падению износостойкости при испытании по корунду и, особенно, по кремню (см. рис. 4.6 г, д, кривые 3). Низкоотпущенная сталь, закаленная от температур выше 850С и содержащая 20-25% остаточного аустенита, имеет некоторое преимущество в износостойкости по сравнению с обработанной холодом и отпущенной сталью с меньшим количеством у-фазы (рис. 4.6 в, г, д, кривые 3 и 4). Следовательно, высокоуглеродистый остаточный аустенит обладает более высоким сопротивлением абразивному изнашиванию, чем отпущенный низкоуглеродистый мартенсит, упрочненный частицами є-карбида.
Электронно-микроскопическое исследование закаленной от 1100С стали У15 показало, что её остаточный аустенит характеризуется развитой дислокационной структурой (рис. 4.7 а, б). Мартенситные кристаллы, имеющие линзовидную морфологию, образуют фермы в аустенитной основе (рис. 4.7 в). В структуре отпущенной при 200С стали У15 присутствуют выделения дисперсных частиц є-карбидов (рис. 4.7 г), характерные для низкоотпущенных сталей.
Повышение температуры закалки сталей У15 и У18 до 1000—1200С вызывает резкое падение их твердости, обусловленное ростом количества остаточного аустенита до 60-70% (рис. 4.8 а, б и 4.9 а, б, кривые 1) вследствие более полного растворения карбидной фазы.
При испытании закаленных сталей У15 и У18 по корунду, когда основным механизмом разрушения является микрорезание (рис. 4.10 а), по мере повышения температуры закалки, несмотря на отмеченное снижение твердости, происходит рост износостойкости закаленных неотпущенных сталей до максимального уровня при 1000—1100С (рис. 4.8 в и 4.9 в, кривые 1). Обработка глубоким холодом, уменьшающая количество остаточного аустенита в закаленных от 1000-1100С сталях до 25-35% и повышающая твердость, вызывает заметное снижение сопротивления сталей У15 и У18 разрушению при изнашивании по корунду (рис. 4.8 а, б, в и 4.9 а, б, в, кривые 2).
Из данных, приведенных на рис. 4.8 б, в и 4.9 б, в следует также, что в результате отпуска при 200С значительно уменьшается износостойкость сталей У15 и У18, закаленных от 790-900С и содержащих 75-90% мартенсита. При более высоких температурах закалки (1000-1200С), когда в рассматриваемых сталях остается лишь 30-40% мартенсита и основу структуры составляет остаточный аустенит, низкий отпуск уже не оказывает резкого отрицательного влияния на износостойкость при испытаниях по корунду (см. кривые 1 и 3). Закаленные от 1000-1100С и отпущенные при 200С стали У15 и У18 (см. рис. 4.8 в и 4.9 в, кривые 3) даже превосходят в износостойкости неотпущенные стали, обработанные холодом и содержащие меньшее количество аустенита (см. рис. 4.8 в и 4.9 в, кривые 2).
Выявленное положительное влияние высокоуглеродистого остаточного аустенита на сопротивление изнашиванию сталей У15 и У18 при испытании по корунду обусловлено, как показали рентгеновские исследования и измерения микротвердости (таблица 5), превращением аустенита в процессе изнашивания в высокопрочный мартенсит деформации. Из данных таблицы 5 следует, что интенсивность мартенситного у-»а превращения резко возрастает по мере приближения к поверхности изнашивания. Однако, даже в слое толщиной 1 мкм и в продуктах изнашивания, где материал претерпевает наибольшую степень пластической деформации, у закаленной и низкоотпущенной стали У15 сохраняется заметное количество аустенита (20%). У обработанной холодом стали У15 в результате воздействия корундом количество аустенита в поверхностном микронном слое и в продуктах изнашивания снижается лишь вдвое (до 15%). Наличие столь резкого снижения полноты у- а превращения по глубине деформированного трением поверхностного слоя очевидно связано с высокой энергией дефектов упаковки в аустените заэвтектоидных сталей. Поскольку углерод в больших концентрациях повышает энергию дефектов упаковки [112, 113], снижается вероятность образования в аустените дефектов упаковки, которые часто являются зародышами при образовании мартенсита деформации. Это приводит к уменьшению интенсивности у- а превращения при изнашивании рассматриваемых высокоуглеродистых сталей. Следует отметить, что в аналогичных условиях абразивного воздействия у легированных сталей с низкой энергией дефектов упаковки у-фазы (цементированная хромоникелевая сталь [48], азотсодержащая хромомарганцевая сталь [68]) наблюдался практически полный распад остаточного аустенита в слое толщиной 1 мкм и в продуктах изнашивания.
Мартенсит охлаждения, возникающий в сталях У15 и У18 при закалке от 1000—1200С (и охлаждении до -196С), характеризуется высокой хрупкостью, поскольку содержит 1,3% углерода в твердом растворе (см. рис. 4.8 б, 4.9 б). Указанным фактором можно, в первую очередь, объяснить отрицательное влияние обработки холодом на износостойкость закаленных от высоких температур сталей У15 и У18 при изнашивании корундом. Отсутствие снижения износостойкости закаленной стали У10 в результате обработки холодом (см. рис. 4.6 г) свидетельствует о существенно меньшей хрупкости мартенсита с концентрацией углерода 0,9% (по сравнению с более высокоуглеродистым мартенситом сталей У15 и У18). Повышенная износостойкость метастабильного остаточного аустенита также во многом связана с его положительным влиянием на вязкость разрушения, реализующегося в условиях изнашивания. Протекание у-»а превращения, которое сопровождается увеличением объема металла, снижает уровень растягивающих напряжений на фронте растущей микротрещины, что оказывает существенное положительное влияние на сопротивление высокопрочных материалов абразивному изнашиванию [79, 114]. Кроме того, обладающий повышенной вязкостью непревращенный аустенит, расположенный ниже слоя, в котором развивается инициированное деформацией у-ж превращение, препятствует распространению вглубь микротрещин, возникающих в мартенситной структуре поверхностного слоя при абразивном воздействии [67].
Трибологические свойства стали У8, упрочненной поверхностным деформированием
В данной работе был проведен сравнительный анализ трибологических свойств стали У8, подвергнутой закалке от 810С и комбинированной упрочняющей обработке (закалка с последующим фрикционным упрочнением в режиме сканирования поверхности твердосплавным индентором). Были проведены испытания при абразивном воздействии, при трении скольжения в отсутствии заметного фрикционного нагрева, а также при трении с повышенными скоростями скольжения, когда имеет место интенсивный фрикционный нагрев, приводящий к термическому разупрочнению поверхности и, соответственно, к катастрофическому тепловому изнашиванию. Результаты исследований приведены на рис. 5.10 и в таблицах 6, 7.
На рис. 5.10 показано, что дополнительная фрикционная обработка обусловливает существенное снижение интенсивности изнашивания закаленной стали при трении скольжения пар металл-металл (в отсутствии заметного фрикционного нагрева) и в условиях абразивного воздействия. Отмеченное преимущество в износостойкости у стали, упрочненной комбинированной обработкой, сохраняется и после отпуска при 200-300С.
В таблицах 6 и 7 представлены результаты испытаний стали У8 в условиях трения с различными скоростями скольжения в безокислительной среде газообразного азота и на воздухе. Показано, что высокие твердость и теплостойкость поверхностного слоя закаленной стали У8, подвергнутой фрикционной обработке, обеспечивают ей большую износостойкость при трении с повышенными скоростями скольжения, когда имеет место интенсивный фрикционный нагрев.
При испытаниях в среде азота при комнатной температуре сталь У8, упрочненная фрикционной обработкой, обладает относительно малой интенсивностью изнашивания, а также невысокой температурой (не более 220С) в зоне трения при скоростях скольжения до 4,0 м/с (таблица 6). Лишь при дальнейшем увеличении скорости скольжения происходит резкий рост интенсивности изнашивания и температуры поверхностного слоя образца. Это связано с переходом от усталостно-адгезионного механизма изнашивания, наблюдаемого при скоростях скольжения 0,14-4,0 м/с, к катастрофическому тепловому адгезионному изнашиванию (схватыванию). Закаленная сталь характеризуется интенсивным тепловым изнашиванием уже при скоростях скольжения более 2,3 м/с. При этом температура в поверхностном слое образцов в результате фрикционного нагрева резко возрастает до 400-630С. В результате износостойкость закаленной стали У8 при повышенных скоростях скольжения (V 2,3 м/с) может быть на порядки ниже, чем у стали, подвергнутой дополнительной фрикционной обработке (таблица 6).
При трении на воздухе (таблица 7) со скоростями менее 2,3 м/с, когда фрикционный нагрев поверхности невелик, закаленная сталь У8 характеризуется несколько большей интенсивностью изнашивания, чем при трении в атмосфере азота. Это может быть обусловлено отрицательным влиянием кислорода воздуха на прочностные свойства нанокристаллического поверхностного слоя стали. В условиях интенсивного нагрева стали (при скоростях скольжения 2,7-3,0 м/с) окислительная среда обусловливает заметное снижение интенсивности изнашивания и, соответственно, температуры поверхностного слоя образца вследствие образования на поверхностях трения устойчивых окисных пленок, снижающих интенсивность адгезионного взаимодействия металлических поверхностей.
Из приведенных в таблице 7 данных видно также, что упрочненная фрикционной обработкой сталь У8 обладает низкой интенсивностью изнашивания при скоростях скольжения до 3,4 м/с (температура поверхностного слоя образца не превышает 200С). Резкое увеличение интенсивности изнашивания (падение износостойкости) стали, подвергнутой дополнительной обработке, наблюдается лишь при скоростях скольжения Ъ,1-А,5 м/с. В то же время, интенсивность изнашивания закаленной стали резко возрастает уже при скоростях скольжения более 2,7 м/с, при этом температура в зоне трения составляет 280-520 С.
Из результатов, приведенных в таблицах 6 и 7 следует также, что при скоростях скольжения 2,7-4,0 м/с (трение в среде азота) и 2,7-3,4 м/с (трение на воздухе) сталь У8, упрочненная фрикционной обработкой, характеризуется по сравнению с закаленным состоянием не только меньшими значениями интенсивности изнашивания и температуры поверхностного слоя, но и пониженными коэффициентами трения. Это обусловлено локализацией деформации в более тонких поверхностных слоях дополнительно упрочненных сталей при трении.
Нужно подчеркнуть, что полученные данные о существенно более высокой фрикционной теплостойкости нанокристаллических структур, сформированных фрикционной обработкой, по сравнению со структурами высокоуглеродистого мартенсита стали У8 не могут быть следствием изменения химического состава поверхности при фрикционной обработке, поскольку перед испытаниями с упрочненных поверхностей удалялся слой толщиной -1,5 мкм.
Основными причинами повышенной теплостойкости и износостойкости нанокристаллических структур стали У8 являются высокий уровень их дефектности, наличие достаточно большого содержания углерода в стали для заполнения примесных атмосфер дислокаций, а также высокая энергия связи дислокаций с атомами углерода, обеспечивающая сохранение сильного закрепления дислокаций в мартенсите в процессе отпуска или фрикционного нагрева.
Таким образом, фрикционная обработка стальных поверхностей обеспечивает исследуемым материалам повышение твердости, теплостойкости и износостойкости за счет формирования в поверхностном слое закаленных сталей нанокристаллической мартенситной структуры, претерпевшей деформационное динамическое старение.
