CC BY
64
УДК 621.791.92:539.538
Канд. техн. наук М. И. Андрущенко, канд. техн. наук Р. А. Куликовский,
канд. техн. наук С. П. Бережный, О. Б. Сопильняк
Национальный технический университет, г. Запорожье
СПОСОБНОСТЬ К САМОУПРОЧНЕНИЮ ПОВЕРХНОСТИ ТРЕНИЯ И ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ НАПЛАВЛЕННОГО
МЕТАЛЛА В УСЛОВИЯХ АБРАЗИВНОГО ИЗНАШИВАНИЯ
Исследованы способность к упрочнению поверхности трения и сопротивляемость абразивному изнашиванию наплавленного металла при отсутствии или незначительном количестве в нем упрочняющей фазы. Установлено, что износостойкость материалов различных структурных групп определяется, в основном, микротвердостью поверхности трения. Показано, что резервы увеличения износостойкости путем повышения способности наплавленного металла к упрочнению в процессе изнашивания к настоящему времени в полной мере не реализованы.
Одной из областей наиболее рационального использования процессов наплавки является восстановление деталей, работающих в условиях абразивного изнашивания. Эффективность данной технологии в значительной мере зависит от соответствия выбранного наплавочного материала условиям эксплуатации. Перечень современных материалов для наплавки отечественного и зарубежного производства, в том числе и сертифицированных в Украине, включает сотни марок покрытых электродов и порошковых проволок [13]. Среди них большой ряд материалов, рекомендуемых для работы в условиях абразивного изнашивания. В большинстве случаев это сплавы, обеспечивающие в наплавленном слое значительное количество упрочняющей фазы (карбиды, карбобориды и др.). Однако известен широкий круг деталей, которые, кроме сопротивляемости абразивному изнашиванию, требуют более высокого уровня эксплуатационной надежности, чем могут обеспечить материалы данного класса. В частности, к таким деталям относятся штампы пресс-форм с науглероженным поверхностным слоем, применяемые при прессовании многих видов огнеупорных и строительных изделий и др.
Облегчить обоснованный выбор наплавочных материалов призваны системы их классификации. Наиболее понятной и приемлемой для практического применения представляется классификация электродов, проволок и др. по назначению [2], предусматривающая прямые рекомендации областей их рационального применения или даже указания конкретных деталей, для наплавки которых они предназначены. Однако такой подход может охватить только незначительную часть задач по восстановлению деталей, встречающихся на практике. Поэтому нередко выбор материалов производят путем длительных промышленных испытаний. При этом далеко не всегда
можно гарантировать, что в группу электродов или проволок, выбранных для апробирования, были включены материалы, наиболее полно отвечающие условиям эксплуатации испытываемых наплавленных деталей. Информация о многих материалах в рекламных проспектах часто сопровождается выражениями: «... обладает превосходными свойствами...», «... великолепное качество...» и др., что может ввести потребителя в заблуждение при выборе материалов. Недостаточно ясны также понятия «умеренные..., тяжелые условия работы деталей » и др. Сложности выбора материалов являются одной из причин того, что до настоящего времени в ряде отраслей промышленности многие детали, которые целесообразно восстанавливать, используют однократно или наплавляются материалами, не отвечающими в полной мере условиям эксплуатации. Например, несмотря на остроту проблемы срока службы штампов пресс-форм, в огнеупорной промышленности эти детали не восстанавливаются или наплавляются сварочными неизносостойкими материалами. Поэтому дальнейший поиск критериев приемлемости известных материалов, их систематизация или разработка новых являются актуальными.
В соответствии с общепризнанными фундаментальными положениями теории абразивного изнашивания, результат взаимодействия абразива с изнашиваемым материалом определяется величиной отношения твердости абразивных зерен Н к твердости материала Н - (Н /Н ). Существуют два критических значения данного соотношения, в зависимости от которых механизм изнашивания металла может переходить от процессов одноактного резания к многократно менее интенсивному полидеформационному изнашиванию или слабо протекающему механо-химическому процессу поверхностного разрушения [4]. Поэтому одним из критериев оценки перспективности материала мог бы
© М. И. Андрущенко, Р. А. Куликовский, С. П. Бережный, О. Б. Сопильняк, 2009
30
служить показатель Н /Н . Для частиц наиболее распространенных абразивных масс средняя твердость в основном известна [5]. Паспортные характеристики наплавочных материалов, как правило, также содержат информацию об исходной твердости в состоянии наплавки или после термообработки. Однако известно, что даже при первом единичном акте процесса царапания поверхности абразивом материал неизбежно упрочняется. Фактически на протяжении всего периода работы детали, абразивные зерна взаимодействуют с поверхностным слоем, существенно отличающимся по механическим свойствам от исходного материала. Даже микротвердость армко-железа под влиянием многократного пластического деформирования может возрасти на 1.. .2 ГПа по отношению к исходному состоянию. А прирост микротвердости сплавов на основе твердых растворов еще выше, чем чистых металлов. Поэтому естественно, что прогнозирование сопротивляемости изнашиванию, ориентируясь на исходные механические свойства, невозможно. Однако данных о потенциальном уровне твердости поверхности трения металлических материалов, достигаемой в процессе изнашивания Н , в литературе недостаточно.
Максимально возможное использование потенциала металлической матрицы к упрочнению в процессе изнашивания является одним из перспективных материаловедческих направлений повышения износостойкости сплавов. Особенно это важно в тех случаях, когда по условиям эксплуатационной надежности присутствие в структуре упрочняющих фаз недопустимо [6]. Поэтому степень упрочнения поверхности трения можно рассматривать как один из тестов при оценке рациональности химического состава и структуры сплавов применительно к конкретным условиям эксплуатации.
В процессе абразивного изнашивания сплавов на основе железа упрочнение возможно, в основном, на основе двух основных механизмов:
- закрепление и повышение плотности дислокаций в результате многократного пластического деформирования металлической матрицы любого исходного фазового состава, который остается неизменным -механический наклеп [7];
- превращение метастабильного остаточного аус-тенита в мартенсит деформации (трения) [8-11] при одновременном участии механического наклепа как исходного твердого раствора, не претерпевшего превращений, так и образованного в процессе трения мартенсита. По образному выражению авторов работы [12], совместное действие обоих механизмов - «упрочнение двойной тягой». Степень упрочнения при участии деформационных фазовых превращений может быть выше, чем максимально достигаемая микротвердость в результате только механического наклепа. В дополнение к этим двум механизмам упрочнения закрепление дислокаций возможно также
благодаря мелкодисперсным карбидам, выделяющимся по плоскостям скольжения кристаллической решетки в процессе трения [10].
Вид механизма упрочнения и микротвердость поверхности трения определяются в основном исходным структурным состоянием и химическим составом твердого раствора. Учитывая тесную связь износостойкости и структурного состояния, последняя из известных классификаций материалов для наплавки предложенная Международным институтом сварки [13], основана на структурных признаках с учетом природы легирования структурных составляющих. Однако даже весьма детальное деление типов наплавленного металла на 16 структурных групп, предусмотренное в данной классификации, не позволяет прогнозировать возможность протекания фазовых превращений и степень упрочнения материалов в процессе изнашивания. Известно, что микротвердость поверхности трения одного и того же материала с одинаковой исходной твердостью, но в различном структурном состоянии может отличаться на 2. 3 ГПа, а износостойкость в результате этого - на порядок [14]. С другой стороны, стали с однотипной исходной структурой и с одинаковой способностью к фазовым превращениям в процессе абразивного изнашивания, но различного химического состава как в пределах одной системы легирования (Ре-С-Сг), так и в более сложных композициях [15] также могут характеризоваться различной степенью упрочнения и многократно различаться по уровню износостойкости. Поэтому необходимо дальнейшее изучение закономерностей изменения свойств поверхности трения в процессе изнашивания как при создании новых материалов, так и на наплавочных сплавах, применяемых в настоящее время.
Целью данной работы являлось исследование способности к упрочнению в процессе абразивного изнашивания и износостойкости металла, наплавленного промышленно выпускаемыми материалами. При этом, одной из задач являлась сравнительная оценка степени упрочнения известных наплавочных материалов и максимально возможного уровня микротвердости, приобретенной материалами в процессе изнашивания, установленного на настоящее время на опытных сталях со структурой метастабильного аустенита [6, 15]. Кроме того, оценивалась эксплуатационная надежность материалов в условиях работы штампов пресс-форм огнеупорного производства. Критерием надежности являлось отсутствие скалывания фрагментов наплавленной кромки штампа до достижения износа предельно допустимой величины - 0,3.0,8 мм.
Выбор материалов в качестве объектов исследований осуществляли с использованием структурной диаграммы Международного института сварки [13] (рис. 1, табл. 1) с таким расчетом, чтобы в их перечень были включены представители всех структурных групп материалов, в которых упрочняющая фаза отсутствует или находится в незначительном количестве. Отсут-
ствие упрочняющей фазы, во-первых, позволяло более объективно оценить непосредственный вклад металлической матрицы различных типов в сопротивляемость изнашиванию в зависимости от ее способности к упрочнению, во-вторых, позволяло предполагать достаточную приемлемость материалов по эксплуатационной надежности применительно к условиям работы штампов пресс-форм.
Ориентиром способности аустенита к мартенсит-ным превращениям в процессе изнашивания могут являться температуры начала его мартенситного превращения при охлаждении МН и под влиянием деформации М Для расчета температуры МН с удовлетво -рительной точностью данных в литературе по основным легирующим элементам и углероду достаточно [11, 12]. Взаимосвязь Мд с химическим составом прак-
АОК
МОК
АКК
МЭК АЭК
ПП-АН103 — ТУП-АН 1 (И
] :чК 2
г.
зг
МК1
.TI-.H1 ТУГ
■¿¡4-60 м
М2
-- мГ
ВДН-400М ■
• ОЗЕ! зоом
ФВт
А2К
• :4НГ-]Ш7
• »ПП-АШ05
1:АИ.'ШШТ
омг-н д^
«03116
М^ • ОЗШ-7
ОЗШ-З
» ТОНИ-13НЖ
АЖ
АЗ
ЦНИИН-4
мз
ПП-АНШ _1_
Ц11-11
А1
О 5 10 15 20 25 30 35 40 45 Суммарное содержание легирующих элементов; %
Феррит упрочненный вторичной фазой - ФВт
Мартенсит тип I (шгзкоугаеродистый низколегированный сплав) - М1
Мартенсит тип П (высокоугдерцциетый низколегированный сплав) - М2
Мартенсит Т1Ш Ш (нпзкоутперодистый высоколегированный сплав) - МЗ
Мартенсит тип IV (средпеутеродисшй высоколегированный сплав) - М4
Мартенсит, упрочненный карбидами типа I - МК1
Мартенсит, упрочненный карбидами внедрения - МК2
Мартенсит, упроченный карбидами эвггекшки - МЭК
Мартенсит,упрочненный основными карбидами - МОК
Аустенит типа I (Сг, №) + аустенит + феррит - А1-АФ
Аустенит марганцевый тип П (высокоупгеродистый среднелегированный сплав) - А2 Аустенит хромомарганцевый тип I (среднеуглеродистый высоколегированный сплав) - АЗ Аустеннт типа П и Ш, упрочненный карбидами - А2К, АЗК Аустеннт, упрочненный основными карбидами - АОК Аустеннт, упрочненный карбнцамы эвтектики - АЭК
Аустеннт, упрочненный основными карбидами, суперкарбицами и карбидами эвтектики - АКК
Рис. 1. Положение испытанных стандартных наплавочных материалов на структурной диаграмме Международного
института сварки
тически не изучена, особенно применительно к условиям абразивного изнашивания. По данным [12], при деформировании материала одноосным растяжением или сжатием ее положение на 100...150 °С выше МН По другим источникам, этот интервал может быть шире -до 250 °С [11]. При этом под Мд подразумевают температуру, при которой в результате деформации образуется 1 % мартенсита, что очевидно малозначимо с точки зрения вклада фазовых превращений в общий процесс упрочнения. Однозначно, что при деформировании сплавов с остаточным аустенитом, при температурах соизмеримых с МН, интенсивность фазовых превращений наибольшая. Как изменяется кинетика образования мартенсита деформации с повышением температуры абразивного изнашивания от уровня МН до величины Мд, практически неизвестно. И все же, основываясь на известных данных как на качественном уровне, так и количественных результатах [11], в
общем виде взаимосвязь М и М с химическим со-
НД
ставом можно представить в виде схемы (рис. 2). При этом выбранные материалы по уровню МН условно можно разбить на три группы:
1 - материалы с МН, не менее чем на 200.250 °С превышающие комнатную температуру;
2 - материалы с расчетной МН ниже температур эксплуатации на величину, превышающую интервал
МН- МД;
3 - материалы с расчетной МН ниже, а Мд выше температуры эксплуатации.
Кроме наплавочных материалов (см. табл. 1), предназначенных для повышения износостойкости, в перечень исследуемых также включены сварочные электроды ЦЛ-11, которые (или их аналоги) несмотря на невысокий уровень износостойкости, периодически применяются на практике при восстановлении деталей, прежде всего благодаря достаточной эксплуатационной надежности наплавленных деталей. Поэтому сравнительная количественная оценка степени упрочнения и сопротивляемости изнашиванию металла, наплавленного этими материалами, с практической точки зрения представляет интерес.
Испытания на износостойкость, оценку способности к фазовым превращениям в процессе абразивного изнашивания и определение микротвердости поверхности трения до и после изнашивания проводили по методике [6]. В качестве эталона принимался металл, наплавленный электродами ЦЛ-11.
Изнашивание образцов (10x30x90 мм), совершающих возвратно-поступательное движение, осуществлялось столбом сжатой абразивной массы (шамот, фракция - 0,63.1,0 мм, средняя микротвердость зерен 12,3 ГПа, давление 5 МПа). Температура поверхности трения не превышала 50 °С.
Таблица 1 - Фазовый состав, микротвердость и эксплуатационная приемлемость металла, наплавленного стандартными электродными материалами
№ п/п Марка электродов Тип наплавленного металла Микротвердость Н0,5, ГПа Количество аустенита в матрице, % Эксплуатационная приемлемость*
До изнаш. После изнаш. До изнаш. После изнаш.
1 ЦЛ-11 08Х19Н10Г2Б 2,6 6,7 90 90 +
2 ЦНИИН-4 65Х25Г13Н3 3,2 7,0 100 100 +
3 0ЗН-300М 15Г3С1 4,8 7,5 0 0 +
4 0ЗН-400М 17Г4С1 5,2 8,0 10 0 +
5 ПП-АН106 10Х14Т 5,5 9,0 0 0 +
6 УОНИ-13НЖ 20Х13 6,0 9,2 0 0 -
7 ОЗШ-3 37Х9С2 7,9 9,2 10 0 -
8 ОЗН-6 50С4Г3Х2Р 7,6 9,7 15 0 -
9 ПП-АН105 90Г13Н4 5,0 8,5 100 100 +
10 ЭНГ-13М2 110Г 13 5,4 8,6 100 100 +
11 ЭН-60М 70Х3СМТ 8,2 9,7 15 0 -
12 ОЗШ-7 40Х11С3М 7,8 10,0 15 0 -
13 13КН/ЛИВТ 80Х4С 7,5 10,0 15 0 -
14 12АН/ЛИВТ 95Х7Г5С 6,3 10,0 100 90 +
15 ОМГ-Н 65Х11Н3 6,0 10,0 100 85 +
16 ПП-АН104 200Х12ВФ 5,9 11,3 100 60 -
17 ПП-АН103 200Х12М 5,9 11,4 100 63 -
Примечание: «+» — скалывание фрагментов наплавленного металла восстановленных кромок штампов в процессе эксплуатации не происходит; «-» — надежная эксплуатация штампов исключена из-за скалывания фрагментов наплавленной кромки.
Такой режим лабораторных испытаний образцов обеспечивал воспроизводимость процессов, протекающих при изнашивании натурных деталей в производственных условиях.
Рис. 2. Схема изменения температуры начала мартенсит-ного превращения (М№ МД) и количества аустенита (А) в зависимости от химического состава сплавов
Структура наплавленного металла изменялась в широких пределах - от продуктов промежуточного распада аустенита с небольшим количеством низкоуглеродистого мартенсита (0ЗН-300), до 100 % остаточного аустенита, включающего до 10 % эвтектических карбидов типа (Сг, Бе)7С3 (ПП-АН103, ПП-АН104).
Установлено, что наименьшей сопротивляемостью абразивному изнашиванию, как и предполагалось, обладает металл, наплавленный электродами ЦЛ-11. Аустенит данного состава стабилен по отношению к фазовым превращениям в процессе изнашивания. В то же время в результате механического наклепа микротвердость поверхности трения относительно исходного состояния существенно возрастает. Однако по абсолютной величине из-за низкого содержания углерода в твердом растворе ее значение наименьшее среди всех испытанных сплавов. Поэтому доля процесса, интенсивно протекающего прямого микрорезания поверхности трения этого сплава наибольшая, что и обуславливает самый низкий уровень износостойкости.
Незначительно выше износостойкость металла, наплавленного электродами ЦНИИН-4. Высокий уровень легирования хромом и марганцем обуславливает положение МН ниже температуры абсолютного нуля [11], что обеспечивает, как и в предыдущем сплаве, стабильную аустенитную структуру, неспособную к фазовым превращениям в процессе изнашивания. Однако благодаря более высокому содержанию углерода в аустените, в результате механического наклепа микротвердость поверхности трения достигает 7 ГПа, поэтому наблюдается тенденция к повышению износостойкости.
В группе сплавов с меньшим уровнем легирования (0ЗН-300М, 0ЗН-400М, ОЗШ-3, ОЗН-6, ПП-АН106, УОНИ-13НЖ, ЭН-60М, ОЗШ-7, 13КН-ЛТИВТ) и высокой температурой начала мартенситного превращения преобладает мартенситная составляющая. Поэтому исходная твердость этих материалов заметно выше, чем предыдущих. Прирост микротвердости на данных материалах ниже, однако конечная микротвердость поверхности трения заметно превышает микротвердость, которая достигается в процессе изнашивания аустенитных наплавок с пониженным содержанием углерода. Отношение Н /Н увеличивается, доля процессов прямого резания снижается, о чем свидетельствует уменьшение количества микростружки в продуктах изнашивания. Это обеспечивает увеличение износостойкости в сравнении с металлом, наплавленным электродами ЦЛ-11 и ЦНИИН-4 до двух раз.
На уровне средней износостойкости выше перечисленной группы электродов, обеспечивающих преимущественно мартенситную структуру, обладает металл, наплавленный электродными материалами ЭНГ-13М2 и ПП-АН105. Стабильная аустенитная структура, как и в металле, наплавленном электродами ЦНИИН-4 и ЦЛ-11, также не претерпевает фазовых превращений. Однако благодаря повышенному содержанию углерода, степень механического наклепа этих материалов заметно выше, чем низко- или среднеуглеродистого аустенита, что обеспечивает повышенный уровень износостойкости.
На более высоком уровне находится сопротивляемость изнашиванию металла, наплавленного электродами ОМГ-Н. Так же как и материалы ЭНГ-13М2, ПП-АН105, ЦНИИН-4 и ЦЛ-11, он содержит 100 % аусте-нита. Однако температура начала мартенситного превращения, в отличие от вышеназванной группы, находится намного ближе к температуре испытаний (см. рис. 2). Поэтому в данном случае, кроме механического наклепа, происходит незначительное превращение аустенита (до 15 %) в мартенсит деформации. Совокупное положительное влияние этих двух факторов обеспечивает сравнительно высокую микротвердость поверхности трения и наибольшую износостойкость металла, наплавленного электродами ОМГ-Н из всех вышерассмотренных материалов. При этом необходимо отметить, что и в материалах с преимущественно мартенситной структурой такое же количество остаточного аустенита (10.15 %) превращается в мартенсит в процессе изнашивания, однако износостойкость их ниже. Однако, по-видимому, из-за полного отсутствия аустенитной составляющей в поверхности трения, в противоположность наплавке 65Х11Н3, способность к многократному пластическому деформированию без образования усталостных микротрещин (сопротивлению полидеформационному изнашиванию) данных материалов ниже.
Наибольшей износостойкостью среди всех изученных 17 типов материалов обладает металл, наплавлен-
ный проволоками ПП-АН104 и ПП-АН103, характеризующийся повышенной полнотой мартенситных превращений в процессе изнашивания, кроме того, включающий до 10 % карбидной фазы (рис. 3). Оценить раздельно и сопоставить вклад каждого из этих факторов (фазовые превращения и наличие карбидов в структуре) без дополнительных исследований практически невозможно. В целом же их совокупное положительное влияние обеспечивает приближение микротвердости поверхности трения (11,4 ГПа) к твердости абразивных зерен, что и обуславливает сравнительно резкое, по отношению к предыдущим материалам, повышение износостойкости. Увеличение микротвердости поверхности трения на 3,3 ГПа, в диапазоне (6,7.. .10 ГПа) отдаленном от твердости абразива, обуславливает повышение износостойкости в 2,4 раза. В тоже время намного меньший по абсолютной величине прирост микротвердости (1,3 ГПа), но в диапазоне приближающемся к твердости абразива, обеспечивает еще двукратное увеличение износостойкости.
Таким образом, в пределах всего ряда испытанных материалов, как и следовало ожидать, отсутствует связь между исходной твердостью и износостойкостью, но в то же время, наблюдается сравнительно высокая корреляция износостойкости с твердостью, приобретенной в процессе изнашивания, по закону близкому к экспоненциальному. Вместе с тем и в данном наборе встречаются материалы, обладающие повышенной износостойкостью в сравнении с материалами, твердость поверхности трения которых немного выше их собственной (ПП-АН105 и ЭНГ-13М2 в сравнении с ПП-АН106, ОЗШ-3). Дополнительным фактором, кроме микротвердости, положительно влияющим на износостойкость, в данном случае могут быть вязкопла-стические свойства [16]. Однако определить уровень пластичности упрочненного слоя из-за малой его глубины крайне затруднительно. В то же время учитывая, что структура металла, наплавленного материалами ПП-АН105 и ЭНГ-13М2, и после изнашивания остается аустенитной, можно достаточно обосновано предполагать, что уровень пластичности поверхностного упрочненного слоя в этом случае все же существенно выше, чем слоя, в котором аустенитная составляющая полностью отсутствует (ПП-АН106, ОЗШ-3). Поэтому износостойкость металла, наплавленного материалами ПП-АН105, ЭНГ-13М2 выше, чем ПП-АН106, ОЗШ-3.
В результате исследований [6, 15], выполненных ранее на модельных сплавах в бескарбидном состоянии, было установлено, что при оптимальных химическом составе твердого раствора и кинетике фазовых превращений микротвердость поверхности трения может достигать 12.12,5 ГПа.
Сопоставляя эти данные с результатами испытаний наплавленного металла, проведенными в данной работе, следует отметить, что степень упрочнения испы-
танных наплавочных материалов не достигает максимально возможного уровня, установленного на настоящее время [6]. Наиболее высокая микротвердость поверхности трения среди испытанных материалов (ПП-АН103, ПП-АН104) ниже на 0,7.1,2 ГПа, чем на лучших модельных славах [6]. Это может быть связано с недостаточно высокой полнотой превращений аустенита в процессе изнашивания или с пониженным содержанием углерода в твердом растворе, поскольку значительная часть его находится в карбидах. Однако несмотря на это, по уровню износостойкости эти материалы могли бы в значительной мере снизить остроту проблемы срока службы штампов пресс-форм. Но как показали производственные испытания, эти сплавы все же не обеспечивают достаточной эксплуатационной надежности (см. табл. 1) наплавленных штампов из-за присутствия в структуре карбидов, находящихся в составе эвтектики в основном по границам зерен.
Рис. 3. Изменение относительной износостойкости (е) металла, наплавленного стандартными электродными материалами в зависимости от его микротвердости до и после изнашивания
С другой стороны, износостойкость материалов, которые удовлетворяют условиям эксплуатационной надежности восстановленных штампов (табл. 1), не отвечает требованиям производства. Фазовый состав этих материалов в процессе изнашивания остается неизменным или изменяется незначительно. Поэтому повышение микротвердости поверхности трения происходит в результате действия, в основном, одного механизма упрочнения - механического наклепа, что не обеспечивает необходимого уровня упрочнения. Таким образом, существует потребность в разработке бескарбидных материалов с повышенной износостой-
костью за счет высокого уровня самоупрочнения в процессе изнашивания.
Основываясь на результатах этих и предыдущих исследований [6, 15], основные принципы создания таких материалов в общем виде можно сформулировать следующим образом. При достаточно активном превращении остаточного аустенита в мартенсит трения, обязательным условием высокой степени упрочнения поверхности трения (до 12,5 ГПа) и износостойкости, является высокое содержание углерода в исходном твердом растворе (1,1.1,7 %), но не выше предела растворимости при данном уровне легирования. При этом роль легирующих элементов является вспомогательной. Их количество должно быть достаточным, чтобы обеспечить устойчивость аустенита к распаду при охлаждении, в перлитном или бейнитном температурных интервалах, при термических циклах, характерных для процессов дуговой наплавки. С другой стороны, уровень легирования не должен привести к уменьшению предела растворимости углерода ниже оптимальных значений, чрезмерно низкому положению МН и стабилизации аустенита к фазовым превращениям в процессе изнашивания.
Анализ диаграмм изотермического и термокинетического превращений сталей систем Fe-C-Cr и Fe-C-Cr-Mn и несложные расчеты критических скоростей охлаждения, в зависимости от химических составов, по методике [16] показывают, что при достаточно высоком содержании углерода (более 1 %) выполнение этих условий может быть обеспечено только при сравнительно низком уровне легирования (2.6 % легирующих элементов). Следует обратить внимание на то обстоятельство, что именно этот диапазон химического состава на структурной диаграмме является вакантным. В материалах структурной группы М2 (см. рис. 1), соседствующей с данным диапазоном, содержание углерода ниже необходимого с точки зрения способности к упрочнению. В сплавах группы МК1, соответствующих верхнему диапазону по углероду, содержание этого элемента достаточно, однако концентрация легирующих элементов чрезмерна либо по условиям недопустимости в структуре карбидной фазы, или по низкому положению МН. Таким образом, к настоящему времени резервы повышения способности к упрочнению в процессе изнашивания и износостойкости наплавленного металла путем оптимизации химического состава и структуры в полной мере не использованы.
Выводы
Сопротивляемость абразивному изнашиванию наплавленного металла различных структурных групп, при отсутствии или незначительном количестве в нем упрочняющей фазы, определяется, в основном, микротвердостью поверхности трения. Существенное повышение износостойкости наблюдается при приближении твердости поверхности трения материала Нмпт
к твердости абразива Н. При сопоставимых уровнях микротвердости поверхности, приобретенной в процессе изнашивания, в результате механического наклепа наплавленных слоев с мартенситной или аустенит-ной структурой, более высокий уровень износостойкости достигается у материалов, в которых в упрочненном слое преобладает аустенитная составляющая.
Среди испытанных промышленно выпускаемых наплавочных материалов, обладающих достаточной эксплуатационной надежностью в условиях работы штампов пресс-форм для изготовления огнеупорных или строительных изделий (см. табл. 1), наибольшей износостойкостью характеризуются материалы структурной группы А2 (см. рис. 2). Однако их способность к упрочнению и износостойкость все же значительно уступают уровню упрочнения и сопротивляемости абразивному изнашиванию, которые достигаются в бескарбидных сталях со структурой высокоуглеродистого метастабильного аустенита.
Резервы увеличения износостойкости путем повышения способности наплавленного металла к упрочнению до настоящего времени в полной мере не используются. Наибольшая степень упрочнения в процессе безударного абразивного изнашивания и износостойкость могут быть достигнуты при содержании в твердом растворе углерода выше, чем в материалах структурной группы М1 (структурная диаграмма МИС), но не более его предела растворимости в аустените. Содержание легирующих элементов должно быть ниже минимального уровня, предусмотренного структурной группой М2.
Перечень ссылок
1. Наплавочные материалы стран членов - СЭВ : каталог // К.-М. : ВИНИТИ. - 1979. - 620 с.
2. Биковський О.Г. Довщник зварника / О. Г. Биковський, I. В. Пшьковський. - К. : Технжа, 2002. - 336 с.
3. Проценко Н.А. Производители сварочных материалов имеющие сертификат соответствия в системе УкрСеп -ро, выданный НТЗ «Сепроз» (по состоянию на 01.07.2008) / Н. А. Проценко // Сварщик. - 2008, № 4. -С. 59-61.
4. Хрущев М. М. Абразивное изнашивание / М. М. Хрущев, М. А. Бабичев. - М. : Наука, 1970. - 251 с.
5. Добровольский А. Г. Абразивная износостойкость материалов : справочное пособие / А. Г. Добровольский, П. И. Кошеленко. - К. : Техника, 1989. - 128 с.
6. Влияние углерода и хрома на способность к упрочнению и износостойкость бескарбидных сталей в условиях абразивного изнашивания / [Андрущенко М. И., Рузов О. Э. Куликовский Р. А., Брыков Н. Н.] // Проблемы трибологии. - 2003. - № 2. - С. 112-116.
7. Костецкий Б. И. Трение, смазка и износ в машинах / Б. И. Костецкий. - К. : Техника, 1970. - 396 с.
8. Выбор состава хромомарганцевой стали с метастабиль-ным аустенитом в качестве основы наплавочного материала / [Малинов Л. С., Чейлях А. П., Харланова Е. Я., Барышникова Т. В.] // Известия высших учебных заведений. Черная металлургия. - 1994. - № 8. - С. 45-46.
9. Счастливцев В. М. Роль принципа метастабильности аустенита Богачева-Минца при выборе износостойких материалов / В. М. Счастливцев, М. А. Филиппов // Металловедение и термическая обработка металлов. -2005. - № 1. - С. 6-9.
10. Долговечность оборудования огнеупорного производства / [Попов В. С., Брыков Н. Н., Дмитриченко Н. С., Приступа П. Г]. - М. : Металлургия, 1978. - 232 с.
11. Филиппов М. А. Стали с метастабильным аустенитом / Филиппов М. А., Литвинов В. С., Немировский Ю. Р. -М. : Металлургия, 1988. - 256 с.
12. Садовский В. Д. Остаточный аустенит в закаленной стали / В. Д. Садовский, Е. А. Фокина. - М. : Наука, 1986. -113 с.
13. Мазель Ю.А. Классификация сплавов на основе железа для восстановительной и упрочняющей наплавки /
Ю. А. Мазель, Ю. В. Кусков, Г. Н. Полищук // Сварочное производство. - 1999. - № 4. - С. 35-38.
14. Пугачев Г.А. Исследование износостойкости сплавов при трении в абразивной массе и разработка наплавочных материалов : дис. ... канд. техн. наук : 05.16.01 / Г. А. Пугачев. - Запорожье, 1979. - 216 с.
15. Куликовский Р. А. Изменение способности сталей к упрочнению в процессе изнашивания в зависимости от структуры и химического состава / Р. А. Куликовский, М. И. Андрущенко, Н. Н. Брыков // Тезисы докладов Международной научно-технической конференции «Проблемы механики горно-металлургического комплекса». - Д. : НГУ. - 2004. - С. 79-80.
16. Гуляев А. П. Металловедение / А. П. Гуляев. - М. : Металлургия, 1978. - 645 с.
Одержано 05.12.2008
До^джено здаттсть до змщнення поверхш тертя та onip абразивному зношуванню наплавленого металу за вiдсутнoстi або з незначною юльюстю в ньому фази змщнення. Встановлено, що зносостшюсть матеpiалiв piзнoманiтних структурних груп визначаеться в основному мiкpoтвеpдiстю поверхт тертя. Показано, що резерви збтьшення знoсoстiйкoстi шляхом niдвищення здатнoстi наплавленого металу до змщнення в процеd зношування до цього часу не pеалiзoванi.
Hardening ability of a friction surface and hardfacing metal resistibility to abrasion wear without or with insignificant amount of a hardening phase was investigated. It is found, that wear resistance of different structural groups of materials is basically defined by friction surface microhardness. It is shown, that the reserves of wear resistance increase by rising the hardfacing up metal hardening ability during the wear process are not fully realized till present time.
УДК 539.26:621.891
В. И. Кубич, д-р техн. наук Л. И. Ивщенко Национальный технический угиверситет, г. Запорожье
О СОСТОЯНИИ ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЕВ ШЕЕК КОЛЕНЧАТЫХ ВАЛОВ ДВИГАТЕЛЕЙ ВНУТРЕННЕГО СГОРАНИЯ, ПОДВЕРГНУТЫХ АНТИФРИКЦИОННОЙ
ОБРАБОТКЕ
Приведены результаты рентгеноструктурного и рентгеноспектрального анализа поверхностных слоев шеек коленчатых валов, подвергнутых финишной антифрикционной безабразивной обработке (ФАБО), что позволило предложить модель формирования медьсодержащего покрытия как основы создания модифицированных зон, обеспечивающих долговечность трибосопряжений.
Актуальность
Известно, что физико-механические свойства поверхностей, обуславливающие износостойкость элементов трибосопряжения «вал-покрытие-вкладыш», формируются как в процессе фрикционно-механичес-кого нанесения антифрикционных покрытий, так и в процессе последующей приспосабливаемости зон контакта в условиях сложного гидродинамического нагружения при эксплуатации двигателя внутреннего сгорания. Отмечено, что в таком покрытии могут происходить структурно-фазовые превращения, свой-
ственные избирательному переносу (ИП), что дает возможность значительно повысить ресурс сопряжений такого типа [1, 2, 4].
В соответствии с предложенным способом [3] нанесения медьсодержащего покрытия в галлиево-индие-вой среде, представляется интересным само состояние формируемого покрытия на поверхности шеек. Очевидным является то, что состав и структура покрытия могут вызвать определенные изменения в приповерхностных слоях основного материала шеек и в дальнейшем окажет влияние на его сопротивляемость изнашиванию.
© В. И. Кубич, Л. И. Ивщенко, 2009
