CC BY
155
УДК 621.787.4:620.178.16
Трибологические аспекты наноструктурирующего выглаживания
конструкционных сталей
В.П. Кузнецов1, А.В. Макаров23, С.Г. Псахье45'6, Р.А. Саврай2, И.Ю. Малыгина2, Н.А. Давыдова2
1 Курганский государственный университет, Курган, 640669, Россия
2 Институт машиноведения УрО РАН, Екатеринбург, 620049, Россия
3 Уральский федеральный университет, Екатеринбург, 620002, Россия
4 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия
5 Национальный исследовательский Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия
6 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия
Изучены трибологические аспекты наноструктурирующего выглаживания стальных поверхностей деформирующим инден-тором, связанные с обоснованием выбора материала индентора и смазочно-охлаждающей технологической среды по критериям величины коэффициента трения в контакте «индентор - обрабатываемая деталь» и отсутствия признаков адгезионного схватывания и усталостных микротрещин, а также с установлением эффективности применения наноструктурирующего выглаживания для улучшения трибологических свойств сталей. Показаны перспективы использования инденторов из синтетического алмаза и плотного нитрида бора при реализации наноструктурирующего выглаживания коррозионностойкой стали 20X13 и цементированной стали 20X. Установлено повышение наноструктурирующим выглаживанием сопротивления конструкционных сталей изнашиванию в условиях абразивного воздействия и трения скольжения в различных средах (смазка, вода, воздух, аргон) за счет ограничения процессов микрорезания, пластического оттеснения, усталостно-окислительного изнашивания и адгезионного схватывания.
Ключевые слова: наноструктурирующее выглаживание, поверхностный слой, коэффициент трения, износостойкость, механизмы изнашивания
Tribological aspects in nanostructuring burnishing of structural steels
V.P. Kuznetsov1, A.V. Makarov23, S.G. Psakhie456, R.A. Savrai2, I.Yu. Malygina2, and N.A. Davydova2
1 Kurgan State University, Kurgan, 640669, Russia 2 Institute of Engineering Science, UrB RAS, Ekaterinburg, 620049, Russia 3 Ural Federal University, Ekaterinburg, 620002, Russia 4 Institute of Strength Physics and Materials Science, SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 5 National Research Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia 6 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia
The paper studies tribological aspects of nanostructuring burnishing of steels. The efficiency of the process in improving the tribologi-cal properties of steels is assessed as regards the choice of an indenter material and lubricant-coolant reasoning from the friction coefficient at the "indenter - treated part" contact and from the absence of adhesive bond and fatigue microcracks. It is shown that synthetic diamond and dense boron nitride are promising indenter materials for nanostructuring burnishing of corrosion-resistant 20X13 steel and cement 20X steel. It is demonstrated that nanostructuring burnishing increases the wear resistance of structural steels under abrasive action and sliding friction in different media (lubricant, water, air, and argon) due to suppressed processes of microcutting, plastic edging, fatigue and oxidation wear, and adhesive bonding.
Keywords: nanostructuring burnishing, surface layer, friction coefficient, wear resistance, wear mechanisms
1. Введение
Современные детали трнбосопряженнй должны обес-
печивать надежную работоспособность машин и меха-
низмов в условиях длительной эксплуатации, в том чис-
ле в таких экстремальных условиях, как повышенные нагрузки, скорости, температуры, наличие абразивных и агрессивных сред. Поэтому к материалам узлов трения ответственного назначения предъявляются повышен-
© Кузнецов В.П., Макаров A.B., Псахье С.Г., Саврай P.A., Малыгина И.Ю., Давыдова H.A., 2014
ные требования по износостойкости, антифрикционным свойствам (низкий коэффициент трения и, соответственно, малые потери на трение), способности сопротивляться деформациям при контактных нагрузках, теплостойкости, коррозионной стойкости. В наибольшей мере повышение эксплуатационных свойств должно быть обеспечено поверхностным слоем материалов, используемых для изготовления современных деталей трибосопряжений [1]. Для деталей нефтегазовой трубопроводной арматуры, насосно-компрессорного и другого технически сложного оборудования важнейшим эксплуатационным свойством является также герметичность, обеспечивающая отсутствие протечек жидкостей и сохранение давления газов. Герметичность определяется способностью деталей трибосопряжений сохранять в процессе работы высокое качество рабочей поверхности, размеры и форму детали, что, в свою очередь, определяется низким износом поверхностного слоя детали, отсутствием на поверхностях трения зади-ров и повышенной шероховатости, связанной с интенсивным развитием процессов схватывания и пластического оттеснения (передеформирования материала) при трении скольжения или микрорезания при абразивном воздействии.
Поэтому первостепенная проблема состоит в создании и совершенствовании методов финишной обработки поверхностных слоев прецизионных деталей трибо-сопряжений. Эффективным методом финишной обработки поверхностным пластическим деформированием является технология наноструктурирующего выглаживания, позволяющая формировать наноструктурное состояние и субмикрорельеф поверхностного слоя и обеспечивающая при серийном изготовлении прецизионных деталей из конструкционных сталей на металлообрабатывающих центрах кратное повышение эксплуатационных свойств [2-5]. Для реализации нанострук-турирующего выглаживания необходимо обеспечить условия многократного фрикционно-силового нагруже-ния поверхностного слоя, что достигается управлением коэффициентом трения в паре «наконечник индентора выглаживающего инструмента - обрабатываемая деталь», а также силой выглаживания и кратностью воздействий [2]. Как установлено конечно-элементным математическим моделированием процесса [6, 7], в накоплении пластической деформации при нагружении деформирующим индентором определяющую роль играют сдвиговая компонента и знакопеременный характер изменения напряжений в очаге деформации. Показано [6], что это способствует ротационно-сдвиговому характеру деформирования и формированию наноструктурного состояния поверхностного слоя. Подбором соотношения коэффициента трения и давления в пятне контакта индентора с поверхностью можно управлять процессом наноструктурирующего выглаживания. Однако при по-
вышении коэффициента трения может происходить адгезионное схватывание и разрушение материала поверхностного слоя.
Механическая составляющая коэффициента трения, связанная с деформированием поверхностного слоя, определяется шероховатостью и твердостью индентора и обрабатываемого материала. При наноструктурирую-щем выглаживании глубина внедрения индентора задается ниже глубины впадин исходного микропрофиля обрабатываемой поверхности, в результате чего происходит его полное передеформирование. На величину молекулярной составляющей коэффициента трения определяющее влияние оказывают материал индентора и обрабатываемой детали, вид смазочно-охлаждающей технологической среды, формирование на стальной поверхности окислов, взаимный перенос материалов контактирующих тел в процессе выглаживания. В этой связи для раздельного управления фрикционной и силовой составляющими нагружения поверхностного слоя и интенсивностью пластической деформации сдвига при проведении наноструктурирующего выглаживания необходим обоснованный выбор материала индентора и вида смазочно-охлаждающей технологической среды по критериям величины деформационной составляющей коэффициента трения и отсутствию очагов адгезионного схватывания и разрушения. При выборе инструментальных материалов высокой твердости для наноструктурирующего выглаживания типовых конструкционных сталей представляет интерес сравнительный анализ применения инденторов из таких сверхтвердых материалов, как природный и синтетический алмаз, вольфрамокобальтовый твердый сплав, а также ультрамелкодисперсный поликристаллический сверхтвердый материал. В работах [2, 3] и патентах [4, 5] показана перспективность применения для наноструктурирующего выглаживания кубического плотного нитрида бора (DBN, dense boron nitride).
Наноструктурирование сплавов железа пластическим деформированием в большинстве случаев существенно улучшает их трибологические свойства [8-14]. Однако перевод металла в сильнодеформированное состояние при интенсивной пластической деформации сопровождается переходом в критическое состояние сдвиговой неустойчивости [2] и исчерпанием его запаса пластичности, что может оказать отрицательное [15, 16] или неоднозначное [17, 18] влияние на износостойкость наноструктурированных материалов. Максимальная износостойкость в ряде случаев достигается лишь при оптимальном сочетании прочности и пластичности материала. Так, формирование сверхмелкого (8 нм) зерна в шарикоподшипниковой стали не повышает износостойкость в условиях сухого трения скольжения [15], а наноструктурированное литое железо с размером кристаллитов 50-89 нм обладает повышенным износом по
сравнению с крупнокристаллическим (размер зерна ~50 мкм) железом вследствие значительной хрупкости нанокристаллического состояния [16]. У аустенитной стали Гадфильда в результате наноструктурирования поверхности дробеструйной обработкой достигается рост износостойкости при изнашивании по закрепленному абразиву большой твердости (корунду), однако сопротивление изнашиванию относительно мягким незакрепленным абразивом (стеклом) не возрастает [17]. Трехкратное повышение микротвердости стали Гад-фильда при наноструктурировании поверхностного слоя ультразвуковой ударной обработкой сопровождается повышением износостойкости лишь на первой подста-дии установившегося изнашивания [18]. Последующее разрушение высокодефектного упрочненного слоя изменяет характер изнашивания, добавляя в него абразивную составляющую, что приводит к интенсивному изнашиванию модифицированного слоя.
Поэтому только прямые эксперименты на трение и изнашивание позволят сделать обоснованное заключение о целесообразности применения технологий на-ноструктурирующего выглаживания для повышения износостойкости деталей узлов трения из конструкционных сталей.
Целью настоящей работы явилось изучение следующих трибологических аспектов наноструктурирующе-го выглаживания высокохромистой низкоуглеродистой стали 20X13 и цементированной низколегированной стали 20Х:
1) влияние материала индентора, вида смазочно-охлаждающей технологической среды и исходного структурного состояния обрабатываемого материала на трение в контакте инструмента и поверхностного слоя;
2) влияние наноструктурирующего выглаживания на трибологические свойства обработанных сталей в различных условиях фрикционного нагружения (воздействие закрепленным абразивом, трение скольжения в различных средах) с анализом механизмов изнашивания.
2. Материалы и методика исследований
Заготовки в виде дисков диаметром 75 мм и толщиной 10 мм из коррозионностойкой высокохромистой стали 20X13 (0.22 мас. % С, 13.06 % Сг) для нанострук-турирующего выглаживания подвергали закалке от 1050 °С с последующим высокотемпературным отпуском при 560 °С (НВ 270) и низкотемпературным отпуском при 150 °С (НВ 460) продолжительностью 2 ч. Термическая обработка, включающая закалку с отпуском при 560 °С, является стандартной для целого ряда деталей трубопроводной арматуры и нефтегазового оборудования из стали 20X13 (шпиндель задвижки, шпиндель клапана, плунжер дросселя и др.), а низкоотпущен-ное при 150 °С состояние стали 20X13 характеризуется
максимальным уровнем твердости и износостойкости [19].
Заготовки в виде дисков диаметром 80 мм и толщиной 12 мм из низколегированной стали 20Х (0.21 % С; 0.84 % Cr) подвергали газовой цементации (на глубине 0.1 мм от поверхности концентрация углерода составляла 0.95 %), закалке от 830 °С в масле и отпуску при 250 °С (2 ч), после чего цементированный слой на глубине 0.1 мм от поверхности имел твердость 55 HRC3. После термической или химико-термической обработки стальные диски подвергали чистовому точению твердосплавной пластиной на токарно-фрезерном центре Mul-tus B-300W (Okuma).
Для моделирования наноструктурирующего выглаживания и определения коэффициентов трения были использованы инденторы со сферической заточкой радиусом R = 2 мм из природного алмаза, синтетического алмаза АСПМ-3, плотного нитрида бора DBN и воль-фрамокобальтового твердого сплава ВК8. Исследованием на оптическом профилометре установлено, что наименьшей шероховатостью рабочей части обладает индентор из природного алмаза (среднее арифметическое отклонение профиля Ra = 4-5 нм). Более высокая шероховатость отмечена у вершин инденторов из синтетического алмаза (Ra = 28-68 нм), плотного нитрида бора DBN (Ra = 45-54 нм) и твердого сплава ВК8 (Ra = = 29-32 нм), подвергнутого полировке на алмазных пастах и коллоидном кремнии.
Моделирование наноструктурирующего выглаживания проводили на лабораторной трибологической установке знакопеременного движения при нормальных нагрузках (силах выглаживания) Р = 200-230 H, средней скорости возвратно-поступательного перемещения ин-дентора v = 0.07 м/с для стали 20Х13 и v = 0.035 м/с для цементированной стали 20Х, длине хода L = 40 мм для стали 20Х13 и L = 20 мм для стали 20Х и количестве двойных ходов индентора 30. Испытания проводили при комнатной температуре в различных средах: смазочно-охлаждающей жидкости типа Rhenus FU 51 (Германия), а также на воздухе и в среде аргона.
В процессе испытаний проводилась непрерывная регистрация силы трения F. Силу трения измеряли с помощью упругого элемента — рессоры (кольца) с наклеенными на него тензометрическими датчиками сопротивления. Коэффициент трения f рассчитывали по формуле f = F/N, где F — сила трения; N — нормальная нагрузка.
Для изучения влияния наноструктурирующего выглаживания на трибологические свойства сталей поверхности дисков из сталей 20Х13 и цементированной стали 20Х после чистового точения по технологии Viper фирмы Sandvik Coromant подвергали нанострук-турирующему выглаживанию на токарно-фрезерном центре специальным инструментом [20].
Трибологические испытания в условиях абразивного воздействия и трения скольжения по стальным пластинам проводили на лабораторной установке при возвратно-поступательном движении образцов с рабочей поверхностью 5.2x5.2 мм2 (сталь 20X13) и 5.5x5.5 мм2 (цементированная сталь 20X), вырезанных на электроискровом станке из деталей в виде дисков. Абразивную износостойкость сталей исследовали при испытании по закрепленному природному абразиву кремню (химический состав основы SiO2) твердостью ~10 ГПа и зернистостью ~200 мкм. В процессе испытаний нормальная нагрузка составляла N = 9.8 Н для стали 20X13 и N = = 10.8 Н для цементированной стали 20X, средняя скорость скольжения v = 0.175 м/с, путь трения для стали 20X13 L = 0.5 м для образцов после высокого отпуска и L = 1 м для образцов после низкого отпуска, для цементированной стали 20X L = 2 м. Длина рабочего хода l составляла 100 мм, а величина поперечного смещения шлифовальной шкурки за один двойной ход образца — 1.2 мм.
Испытания в условиях трения скольжения по схеме «палец - пластина» образцов из стали 20X13 по пластине из хромоникелевой аустенитной стали 12X18H10T со смазкой (масло индустриальное И-30) и в водопроводной воде проводили при N = 78-588 Н, v = 0.05 м/с, L = 120 м и l = 30 мм. Условия испытаний выбраны приближенными к условиям эксплуатации узлов запорной арматуры высокого давления. Испытания на трение скольжения цементированной стали 20X по пластине из стали 45 (твердостью 50 HRC) проводили в окислительной (воздух) и безокислительной (аргон) среде при N =294 Н, v = 0.07 м/с, L = 160 мм, l = 40 мм. В процессе испытаний определяли интенсивность изнашивания Ih = Q¡(pSL), где Q — потеря массы образца (г); р — плотность материала образца (г/см3); S — геометрическая площадь контакта (см2), а также коэффициент трения f и удельную работу абразивного изнашивания (кДж/см3) W = FL/AVm = fNL р/Q, где AVm — объемный износ материала (см3). Трибологические свойства определяли по результатам серии испытаний.
Микротвердость измеряли на микротвердомере Leica VMHT при нагрузке на индентор 0.25 Н. Методом кинетического микроиндентирования на измерительной системе Fischerscope HM2000 XYm при максимальной нагрузке на индентор Виккерса 0.25 Н определяли твердость вдавливания HIT и контактный модуль упругости E* Шероховатость поверхностей инденторов и стальных дисков определяли на оптическом профилометре Wyko NT-1100. Исследование вида и микрохимического состава поверхности инденторов после фрикционного нагружения проводили с использованием электронного сканирующего микроскопа с вольфрамовым катодом Tescan VEGA II XMU и рентгеновского энергодисперсионного микроанализатора химических элементов
INCA ENERGY 450. Фрактографическое исследование поверхностей изнашивания и продуктов износа сталей выполняли на электронном сканирующем микроскопе высокого разрешения Tescan Mira 3 LMU с автоэмиссионным катодом Шоттки высокой яркости.
3. Результаты исследования и их обсуждение
3.1. Влияние материала индентора и смазочно-охлаждающей технологической среды на коэффициенты трения при наноструктурирующем выглаживании
В табл. 1 приведены значения коэффициентов трения, установленные при моделировании наноструктури-рущего выглаживания поверхностного слоя конструкционных сталей с различным исходным структурным состоянием инденторами из сверхтвердых материалов в газообразной и жидкой охлаждающей среде.
Установлено, что при деформировании поверхностного слоя высокоотпущенной стали 20X13 в условиях смазочно-охлаждающей жидкости наименьшим коэффициентом трения (f = 0.08) характеризуется природный алмаз. При этом дорожка деформирования представляет собой поверхность с минимальным количеством следов деформирования (рис. 1, а). При трении со смазочно-охлаждающей жидкостью инденторами из синтетического алмаза и плотного нитрида бора DBN наблюдается рост коэффициентов трения до f = 0.12— 0.13. На поверхности, сформированной индентором из синтетического алмаза, присутствуют полосы пластического оттеснения, а на дорожках деформирования после моделирования выглаживания индентором из плотного нитрида бора наряду с участками передеформирования наблюдаются микротрещины и локальные участки разрушения (рис. 1, б). Такой характер разрушения объясняется высокими растягивающими напряжениями в задней полуконтактной зоне очага деформации [7] и последующим развитием малоцикловой фрикционной усталости [21]. При нагружении высокоотпу-щенной стали 20X13 индентором из твердого сплава ВК8 в условиях смазочно-охлаждающей жидкости коэффициент трения повышается до f= 0.17 (табл. 1), а поверхность характеризуется наличием следов пластического оттеснения материала в виде продольных впадин и выступов, а также выраженных микротрещин и участков микроразрушения (рис. 1, в).
В условиях поверхностного пластического деформирования в воздушной атмосфере, как и в условиях сма-зочно-охлаждающей жидкости, для индентора из природного алмаза отмечаются минимальный коэффициент трения f = 0.09 (табл. 1) и формирование высококачественной поверхности. При деформировании на воздухе индентором из синтетического алмаза АСПМ-3 коэффициент трения возрастает до f = 0.30 (табл. 1). На по-
Таблица 1
Коэффициенты трения при наноструктурирующем выглаживании конструкционных сталей
Марка стали Термическая обработка Материал индентора Смазочно-охлаждающая технологическая среда f
20X13 Закалка от 1050 °С в масле, отпуск 560 °С Алмаз природный Смазочно-охлаждающая жидкость 0.08
Воздух 0.09
Алмаз синтетический АСПМ-3 Смазочно-охлаждающая жидкость 0.12
Воздух 0.30*
Плотный нитрид бора DBN Смазочно-охлаждающая жидкость 0.13*
Воздух 0.55**
Твердый сплав ВК8 Смазочно-охлаждающая жидкость 0.17*
Воздух 0.71**
20X13 Закалка от 1050 °С в масле, отпуск 150 °С Алмаз природный Смазочно-охлаждающая жидкость 0.08
Воздух 0.07
Алмаз синтетический АСПМ-3 Смазочно-охлаждающая жидкость 0.12
Воздух 0.14
Плотный нитрид бора DBN Смазочно-охлаждающая жидкость 0.21*
Воздух 0.45*
Твердый сплав ВК8 Смазочно-охлаждающая жидкость 0.14*
Воздух 0.71**
20X цемен-тированная Закалка от 830 °С в масле, отпуск 250 °С Алмаз природный Смазочно-охлаждающая жидкость 0.07*
Воздух 0.07
Аргон 0.07
Алмаз синтетический АСПМ-3 Смазочно-охлаждающая жидкость 0.07*
Воздух 0.07
Аргон 0.07
Плотный нитрид бора DBN Смазочно-охлаждающая жидкость 0.12*
Воздух 0.34-0.38
Аргон 0.38
Твердый сплав ВК8 Смазочно-охлаждающая жидкость 0.08
Воздух 0.42*
Аргон 0.39
* При деформировании происходило локальное микроразрушение.
** При деформировании происходило интенсивное адгезионное схватывание.
верхности стали при этом отсутствует выраженное адгезионное схватывание, хотя на отдельных участках может наблюдаться локальное микроразрушение поверхности (рис. 1, г).
В отличие от деформирования алмазными инденто-рами, моделирование наноструктурирующего выглаживания на воздухе инденторами из плотного нитрида бора DBN и твердого сплава ВК8 сопровождается интенсивным адгезионным схватыванием, о чем свидетельствует наличие глубоких вырывов и значительных наплывов металла (рис. 1, д, е). Максимальная интенсивность схватывания отмечена при трении твердосплавным ин-дентором. На это указывают не только вид пластически деформированной поверхности (рис. 1, е), но и повы-
шенные значения коэффициента трения (/= 0.71) при трении индентором из сплава ВК8 по сравнению с трением индентором из плотного нитрида бора (/ = 0.55) (табл. 1).
Рисунки 2-4 характеризуют изменение химического состава поверхности различных инденторов при деформировании поверхности высокоотпущенной стали 20X13 на воздухе. На рабочей поверхности индентора из природного алмаза после трибологических испытаний возникает темное пятно контакта (рис. 2, а, участок 1). На указанном участке отсутствуют видимые следы переноса стали (рис. 2, б), однако наблюдается повышенное содержание железа (на 0.4 %) и кислорода (на 0.7 %) по сравнению с периферийным участком 2
Рис. 1. Электронно-микроскопическое изображение поверхности стали 20X13, подвергнутой закалке и отпуску при 560 °С, после деформирования инденторами из различных материалов, в различных смазочно-охлаждающих технологических средах: алмаз природный, смазочно-охлаждающая жидкость (а); плотный нитрид бора DBN, смазочно-охлаждающая жидкость (а); твердый сплав ВК8, смазочно-охлаждающая жидкость (в); алмаз синтетический АСПМ-3, воздух (г); плотный нитрид бора DBN, воздух (д); твердый сплав ВК8, воздух (е)
(рис. 2, в). Следовательно, в пятне контакта индентора из природного алмаза присутствуют в небольшом количестве окислы железа.
В отличие от рассмотренного случая в зоне контакта деформирующего индентора из синтетического алмаза АСПМ-3 со стальным диском наблюдается небольшой
Рис. 2. Xарактеристики поверхности индентора из природного алмаза после моделирования наноструктурирующего выглаживания стали 20X13, подвергнутой закалке и отпуску при 560 °С, на воздухе: общий вид индентора, электронная сканирующая микроскопия (а); гистограммы количественного содержания элементов для участков 1 (б) и 2 (в)
Рис. 3. Характеристики поверхности индентора из синтетического алмаза АСПМ-3 после моделирования наноструктурирующего выглаживания на воздухе стали 20Х13, подвергнутой закалке и отпуску при 560 °С: общий вид индентора, электронная сканирующая микроскопия (а); изображение участка 1 (б); гистограммы количественного содержания элементов в точке, отмеченной стрелкой на рис. 3, б (в)
участок с выраженным массопереносом высокохромистой стали на поверхность вершины индентора (участок 1 на рис. 3, а, б). На это указывают согласно рис. 3, в пониженное содержание углерода (6.9 % С) и повышен-
ные концентрации железа (79.7 % Бе) и хрома (11.2 % Сг) в точке, отмеченной стрелкой на рис. 3, б. Основная часть зоны контакта индентора из синтетического алмаза характеризуется переносом отдельных частиц ста-
Рис. 4. Характеристики поверхности инденторов из плотного нитрида бора DBN (а-в) и твердого сплава ВК8 (г-д) после наноструктурирующего выглаживания на воздухе стали 20Х13, подвергнутой закалке и отпуску при 560 °С: общий вид индентора, электронная сканирующая микроскопия (а, г); гистограммы количественного содержания элементов для участков 1 (б) и 2 (в) на рис. 4, а и для участков 1 (д) и 2 (е) на рис. 4, г
ли существенно меньших размеров, чем на участке 1. Например, среднее количество железа на участке 2 (рис. 3, а) составляет 11.2 % Бе. Приведенные на рис. 3 экспериментальные данные свидетельствуют о мас-сопереносе на индентор из синтетического алмаза обрабатываемого материала. Это происходит несмотря на отсутствие выраженного адгезионного схватывания (рис. 1, г).
Массоперенос стали 20Х13 на поверхность инден-тора из синтетического алмаза (рис. 3) при моделировании процесса в условиях воздушного охлаждения приводит к возникновению на отдельных участках зоны деформационного контакта одноименной пары трения «сталь - сталь» и соответствующему росту коэффициента трения до / = 0.30 (табл. 1). В случае применения индентора из природного алмаза на его поверхности не происходит выраженного переноса стали в процессе пластического деформирования на воздухе (рис. 2), а коэффициент трения сохраняется на низком уровне (/= = 0.09) (табл. 1).
На вершинах инденторов из плотного нитрида бора и твердого сплава после моделирования наноструктури-рующего выглаживания в условиях деформирования в воздушной среде наблюдается повышение концентрации железа соответственно до 38.4 и 57.8 % и хрома — соответственно до 14.0 и 8.8 % (рис. 4, участки 1). Следовательно, происходит активное налипание стали на поверхность указанных инденторов.
Адгезионному массопереносу высокохромистой стали на рабочие поверхности инденторов из синтетического поликристаллического алмаза, плотного нитрида бора и твердого сплава способствует повышенная шероховатость их поверхностей по сравнению с шероховатостью индентора из природного алмаза. Монокристалл природного алмаза в процессе пластического деформирования стальной поверхности характеризуется, по-видимому, минимальной адгезией (молекулярным притяжением поверхностей). Наибольшая адгезия отмечена у твердого сплава ВК8, состоящего из карбидов вольфрама, распределенных в кобальтовой связке (рис. 4, г, д). Это проявляется в наиболее интенсивном адгезионном схватывании на поверхности стали (рис. 1, е), а также в самом активном переносе стали на твердосплавный индентор (рис. 4, г, д).
Анализ рис. 3, 4 показывает, что, в отличие от синтетического алмаза, при применении нитрида бора и твердого сплава возрастают интенсивность рассматриваемого массопереноса и, соответственно, площадь участков одноименной пары «сталь - сталь» в зоне контакта. Одноименные пары вследствие абсолютного химического сродства контактирующих поверхностей приводят к возрастанию молекулярной составляющей коэффициента трения. В результате при пластическом деформировании на воздухе поверхности высокоотпущенной стали 20Х13 наблюдается рост значений коэффициен-
тов трения от / = 0.30 у индентора из синтетического алмаза до/= 0.55 у индентора из плотного нитрида бора и / = 0.71 у индентора из сплава ВК8 (табл. 1).
Данные табл. 1 показывают также, что в условиях испытаний по стали 20Х13, подвергнутой закалке и отпуску при 150 °С, природный алмаз при деформировании со смазочно-охлаждающей жидкостью и на воздухе характеризуется низкими коэффициентами трения (/= = 0.07-0.08). Алмаз синтетический имеет более высокие коэффициенты трения: / = 0.12 при охлаждении индентора жидкой средой и / = 0.14 в воздушной среде. Еще более высокие коэффициенты трения отмечены для плотного нитрида бора DBN при использовании сма-зочно-охлаждающей жидкости (/ = 0.21) и на воздухе (/= 0.45). При деформировании твердосплавным ин-дентором со смазочно-охлаждающей жидкостью коэффициент трения составил / = 0.14 и при деформировании на воздухе /= 0.71 (табл. 1). Однако обработка отпущенной при 150 °С стали 20Х13 инденторами из плотного нитрида бора DBN и сплава ВК8 сопровождается процессами локального разрушения поверхности или сильного адгезионного схватывания (табл. 1).
Таким образом, для реализации наноструктурирую-щего выглаживания высоко- и низкоотпущенной стали 20Х13 предпочтительны синтетические алмазы. При этом обеспечивается формирование субмикропрофиля поверхности без адгезионного схватывания и возникновения микротрещин, приводящих к локальному разрушению.
При моделировании наноструктурирующего выглаживания цементированной стали 20Х, имеющей после закалки и отпуска при 250 °С твердость поверхности 55 HRCэ, установлено, что инденторы с алмазными наконечниками характеризуются минимальным коэффициентом трения ( /= 0.07) при испытаниях в условиях жидкой и газообразной смазочно-охлаждающей технологической среды (табл. 1). Однако при деформировании со смазочно-охлаждающей жидкостью инденторами с синтетическими и природными алмазами на поверхности цементированной стали возникают мелкие микротрещины (рис. 5, а), которые не наблюдаются после нагружения на воздухе и в аргоне (рис. 5, б). При использовании инденторов из плотного нитрида бора DBN и сплава ВК8 и газообразной среды охлаждения коэффициенты трения возрастают до /= 0.34-0.42 (табл. 1) при отсутствии адгезионного схватывания (рис. 5, в).
Рассмотренные результаты свидетельствуют о хороших перспективах применения инденторов из плотного нитрида бора DBN в отсутствии жидкой среды охлаждения для реализации наноструктурирующего выглаживания поверхностного слоя при одновременном обеспечении высокого качества выглаженной поверхности цементированной стали 20Х. Существенным недостатком инструмента с индентором из твердого сплава ВК8 является перенос частиц твердого сплава из контактной
Рис. 5. Электронно-микроскопическое изображение поверхности цементированной стали 20Х, подвергнутой закалке и отпуску при 250 °С, после деформирующего нагружения инденторами из различных материалов в различных смазочно-охлаждающих технологических средах: алмаз синтетический АСПМ-3, смазочно-охлаждающая жидкость (а); алмаз синтетический АСПМ-3, аргон (б); плотный нитрид бора DBN, аргон (в)
зоны индентора на обрабатываемую поверхность [13], в результате чего изменяется геометрия индентора и повышается его шероховатость.
3.2. Трибологические свойства конструкционных сталей, подвергнутых наноструктурирующему выглаживанию
На основе рекомендаций, выработанных в разделе 3.1, были выбраны технологические условия, позволившие реализовать наноструктурирующее выглаживание поверхностей деталей из стали 20X13 и цементированной стали 20X для последующего изучения триболо-гического поведения наноструктурированных поверхностных слоев.
Методами просвечивающей и высокоразрешающей растровой электронной микроскопии в работах [22, 23] показана возможность формирования на токарно-фре-зерном центре нанокристаллических структур в тонких (3-5 мкм) поверхностных слоях деталей из высокохромистой стали 20X13. Это достигается проведением на-ноструктурирующего выглаживания индентором из синтетического алмаза с жидкой смазочно-охлаждаю-щей технологической средой Rhenus (коэффициент тре-
ния f ~ 0.12) поверхности стали 20Х13 (в высокоотпу-щенном состоянии с силой Р = 230 Н и в низкоотпу-щенном состоянии с увеличенной силой Р = 340 Н) при обеспечении полного передеформирования исходной шероховатости точения (Ra = 1.10-1.12 мкм) и формировании нового рельефа поверхности с параметрами шероховатости Ra = 0.12 и 0.09 мкм соответственно (табл. 2). Микротвердость поверхности стали возрастает при выглаживании для высокоотпущенного состояния от НУ0.025 = 300 до НУ0.025 = 495 и для отпущенного при 150 °С состояния от HV0.025 = 530 до HV0.025 = = 810 (табл. 2). Отмечается наличие существенно большей общей глубины упрочнения у низкоотпущенной стали (~250 мкм) по сравнению с высокоотпущенной сталью (~30 мкм), что обусловлено протеканием в тетрагональном низкоотпущенном мартенсите при выглаживании процессов деформационного динамического старения [24].
В работах [3, 6] электронно-микроскопическими методами выявлено формирование достаточно однородной нанокристаллической структуры с размерами кристаллитов не более 20-50 нм и большеугловыми границами в поверхностном слое толщиной 5-7 мкм цемен-
Таблица 2
Влияние термической обработки стали и силы наноструктурирующего выглаживания Р на микротвердость НУ0.025, отношение твердости вдавливания Н1Т к контактному модулю упругости Е и шероховатость Ra поверхности
Марка стали Исходное структурное состояние После наноструктурирующего выглаживания
Термическая обработка HV Н1Т/EE Р, Н HV Н it/ E * Ra, мкм
20X13 Закалка от 1050 °С, отпуск 560 °С 300 0.017 230 495 0.027 0.12
20X13 Закалка от 1050 °С, отпуск 150 °С 530 0.028 340 810 0.041 0.09
20X цементированная Закалка от 830 °С, отпуск 250 °С 650 0.036 200 1190 0.060 0.16
Таблица 3
Влияние термической обработки и наноструктурирующего выглаживания на интенсивность изнашивания 1Ь, коэффициент трения f и удельную работу изнашивания Ж при испытании по закрепленному абразиву (кремню) образцов из сталей 20X13 и 20X (цементированная)
Марка стали Термическая обработка Состояние образца 4> ю-6 f W, кДж/см3
Закалка от 1050 °С, Исходное 4.9 0.64 43.6
20X13 отпуск 560 °С Наноструктурированное 4.2 0.56 46.0
Закалка от 1050 °С, Исходное 3.2 0.62 67.3
отпуск 150 °С Наноструктурированное 2.0 0.53 95.3
20X Закалка от 830 °С, Исходное 3.3 0.40 43.0
цементированная отпуск 250 °С Наноструктурированное 1.6 0.35 76.2
тированной стали 20X в результате ее обработки нано-структурирующим выглаживанием за 4-6 рабочих ходов инструментом с индентором из плотного нитрида бора DBN с подачей 0.04 мм/об. на токарно-фрезерном центре в инертной газовой среде. Наноструктурирую-щее выглаживание, реализованное при высоком коэффициенте трения (/" > 0.34), повышает микротвердость цементированной поверхности до НУ0.025 = 1190 (табл. 2) при общей глубине упрочненного слоя h ~ ~225 мкм [3], а также в 2 раза уменьшает параметр шероховатости поверхности от Ra = 0.32 мкм после чистового точения до Ra = 0.16 мкм после выглаживания (табл. 2).
Кинетическим микроиндентированием рассматриваемых конструкционных сталей установлено (табл. 2), что после наноструктурирующего выглаживания достигается рост удельной контактной твердости Н^/ Е* характеризующей долю упругой деформации при ин-дентировании и, соответственно, способность материала выдерживать механические нагрузки без остаточного формоизменения (пластического деформирования) при контактном воздействии [25, 26]. Параметр удельной контактной твердости используют также для оценки износостойкости материалов [14, 27].
3.2.1. Трибологические свойства сталей в условиях абразивного воздействия
В табл. 3 приведены результаты испытаний образцов из стали 20X13 и цементированной стали 20X при изнашивании по закрепленному абразиву кремню. Из представленных данных следует, что наноструктурирующее выглаживание обеих сталей обусловливает снижение интенсивности изнашивания и рост удельной работы абразивного изнашивания Ж по сравнению с исходными структурными состояниями сталей после термообработки. У стали 20X13 наибольший рост абразивной износостойкости (в 1.6 раза) и наилучшие трибологические характеристики (минимальные уровни 1Ъ и коэффициента трения/, максимальная величина Ж) отмечены в результате выглаживания низкоотпущенного при
150 °С состояния с силой Р = 340 Н, формирующей новую поверхность детали и обеспечивающей максимальные прочностные характеристики (табл. 2) за счет эффективного наноструктурирования поверхностного слоя [22, 23] и протекания в тетрагональном мартенсите при выглаживании процессов деформационного динамического старения [24].
Эффект положительного влияния наноструктури-рующего выглаживания на абразивную износостойкость сталей возрастает по мере увеличения их твердости и в максимальном виде проявляется в двукратном росте износостойкости наиболее твердой цементированной стали 20X (табл. 3). Также наблюдается тенденция к небольшому снижению коэффициентов трения в результате выглаживания (табл. 3).
Исследование с использованием электронного сканирующего микроскопа поверхностей абразивного изнашивания и продуктов износа показало, что при испытании по кремню изнашивание сталей в исходном тер-мообработанном состоянии происходит по механизму микрорезания. Об этом свидетельствует присутствие на поверхностях изнашивания борозд от абразивных зерен и валиков металла с неровными краями (рис. 6, а, в), а также наличие большого количества продуктов износа в виде микростружек (рис. 6, б). В данном случае для исходных состояний с микротвердостью НУ = 300-650 (табл. 2) полностью выполняются условия микрорезания [28, 29]: отношение НаЬ/Нт твердостей абразива кремня НаЬ~10 ГПа (НУ ~ 980) и испытуемого материала Нт превышает 1.3-1.4.
Наноструктурирующее выглаживание ограничивает процессы микрорезания (рис. 6). На поверхности выглаженной низкоотпущенной стали 20X13 после испытаний по кремню наряду со следами микрорезания наблюдаются также ровные плоские полосы (рис. 6, г), характерные для другого механизма изнашивания — царапания (пластического оттеснения) [28, 29]. Частичная смена основного механизма абразивного изнашивания (от микрорезания к пластическому оттеснению) в данном случае обусловлена тем, что твердость выглажен-
Рис. 6. Поверхности абразивного изнашивания (а, в, г, е) и продукты износа (б, д) после испытаний по кремню образцов из стали 20X13 (а, г) и цементированной стали 20Х (б, в, д, е) в исходном низкоотпущенном состоянии (а-в) и после нанострук-турирующего выглаживания (г-е)
ной с силой Р = 340 Н низкоотпущенной стали (НУ = = 810, см. табл. 2) лишь в 1.2 раза уступает твердости кремня.
Изнашивание кремнем цементированной стали 20Х, обработанной индентором из плотного нитрида бора, происходит по механизму пластического оттеснения. На это указывают наличие в продуктах износа большого количества частиц в виде чешуек (рис. 6, д) и относительно низкий уровень шероховатости поверхности изнашивания (рис. 6, е). Развитие указанного механизма изнашивания обусловлено тем, что микротвердость деформационно упрочненной поверхности стали (НУ =
= 1190) превышает твердость кремня (Н ~ 10 ГПа, что соответствует НУ - 980). Если в условиях микрорезания основная часть пластически деформированного абразивными зернами металла удаляется с поверхности изнашивания в виде микростружки за один цикл взаимодействия пары «абразивное зерно - металл» (п = 1), то при микроцарапании элементарный акт разрушения поверхности и отделения от нее частицы износа происходит в результате многократного воздействия абразивных зерен на металлическую поверхность (число циклов нагружения до разрушения п > 1, п >> 1) [21]. Микроцарапание характеризуется наличием некоторого ин-
Таблица 4
Влияние термической обработки и наноструктурирующего выглаживания на интенсивность изнашивания 1Ь и коэффициент трения f стали 20X13 при испытаниях на трение скольжения по стали 12Х18Н10Т с нагрузкой N
Термическая обработка Состояние образца Испытания со смазкой Испытания с водой
N, Н Ih> 10-8 f N, Н 4. ю-8 f
Закалка от 1050 °С, Исходное 147 10.8 0.35 20.2 0.44
отпуск 560 °С Наноструктурированное 4.9 0.24 98 13.0 0.52
Закалка от 1050 °С, Исходное 588 8.5 0.35 392 5.9 0.55
отпуск 150 °С Наноструктурированное 3.5 0.33 0.2 0.52
кубационного периода, предшествующего разрушению, и, соответственно, замедленным отделением продуктов износа с поверхности по сравнению с микрорезанием.
Таким образом, наблюдаемый при испытании по кремню существенный (до двух раз) рост износостойкости в результате наноструктурирующего выглаживания цементированной стали 20Х индентором из DBN с высоким коэффициентом трения (/ > 0.3) и стали 20Х13 индентором из синтетического алмаза ^ - 0.12) обусловлен ограничением процессов микрорезания вплоть до частичной или полной смены основного механизма изнашивания от микрорезания для исходного термо-упрочненного состояния к пластическому оттеснению поверхности, подвергнутой наноструктурирующему выглаживанию, при котором интенсивность отделения продуктов износа значительно ниже, чем при микрорезании.
3.2.2. Трибологические свойства сталей в условиях трения скольжения
В условиях трения скольжения со смазкой (масло И-30) по пластине из аустенитной нержавеющей стали 12Х18Н10Т для обоих исходных структурных состоя-
ний стали 20Х13 в результате наноструктурирующего выглаживания достигается значительное (в 2.2-2.8 раз) снижение интенсивности изнашивания (табл. 4). Исследование поверхностей изнашивания показало, что по сравнению с исходным состоянием стали 20Х13 (рис. 7, а) выглаживание ограничивает процессы пластического оттеснения поверхностных слоев под действием трения (рис. 7, г). Наличие повышенных коэффициентов трения ^ = 0.24-0.35, табл. 4) при испытаниях со смазкой свидетельствует о частичном нарушении в зоне фрикционного контакта пары трения «сталь 20Х13 - сталь 12Х18Н10Т» режима граничного трения [30]. Известно, что поверхности контактирующей пары трения «нержавеющая сталь - нержавеющая сталь» обладают низкой маслоудерживающей способностью и вследствие этого характеризуются повышенными коэффициентами трения (например, при трении с минеральным маслом указанной пары с нагрузкой N = 250 Н коэффициент трения составляет f = 0.37) [31].
При испытаниях на трение по стальной пластине с водой снижение интенсивности изнашивания в 1.6 раза зафиксировано при наноструктурирующем выглаживании высокоотпущенной при 560 °С стали 20Х13 (табл. 4).
Рис. 7. Поверхность изнашивания образцов из стали 20Х13 в исходном низкоотпущенном состоянии (а, б) и после наноструктурирующего выглаживания (в-д), испытанных на трение скольжения по стали 12Х18Н10Т со смазкой (а, г) и в воде (б, в, д): а - д — электронная сканирующая микроскопия; е — энергодисперсионный спектр и химический состав участка, указанного стрелкой на рис. 7, в
Это связано с ограничением и локализацией процессов адгезионного схватывания и пластического оттеснения на поверхности, обработанной наноструктурирующим выглаживанием, по сравнению с необработанной. Еще более высокий эффект повышения износостойкости (до 30 раз) при трении с водой наблюдается при нанострук-турирующем выглаживании низкоотпущенной стали (табл. 4), обеспечивающем переход от адгезионного схватывания у исходной стали (рис. 7, б) к нормальному механохимическому износу у выглаженной поверхности (рис. 7, д).
О переходе к нормальному механохимическому износу свидетельствуют отсутствие на поверхности трения выглаженной стали выраженных следов схватывания и интенсивного передеформирования металла (рис. 7, д), а также формирование на поверхности трения вторичных структур (участок на рис. 7, в, отмеченный стрелкой). Энергодисперсионным химическим микроанализом установлено (рис. 7, е), что указанный участок со вторичными структурами содержит повышенную концентрацию кислорода (26.12 % О) и является, очевидно, окислом. Присутствие в рассматриваемой вторичной структуре натрия и хлора связано с переходом этих элементов из воды, в которой производились испытания на трение скольжения, а наличие никеля (6.51 % №) и титана (0.29 % Т) обусловлено массопереносом данных элементов с поверхности контртела—пластины из аусте-нитной стали 12Х18Н10Т. В процессе трения скольжения пластичных материалов могут происходить их взаимный массоперенос и перемешивание, а также развиваться связанные с массопереносом химические и механические процессы [32]. Известно [33], что вторичные структуры, обладая высокой прочностью, теплостойкостью и пониженной теплопроводностью, хорошо защищают поверхность основного материала от разрушения и способствуют развитию нормального изнашивания. Окисные пленки экранируют контактирующие поверхности и препятствуют их адгезионному взаимодействию [34, 35].
Из табл. 4 следует, что выглаживание стали 20Х13 при выбранных условиях испытаний на трение скольжения с водой не оказывает заметного влияния на коэффициенты трения, значения которых для разных состояний стали находятся в пределах / = 0.44-0.55.
Представленные в табл. 5 результаты трибологи-ческих испытаний образцов из цементированной стали 20Х на сухое трение скольжения по стальной пластине (сталь 45) на воздухе и в среде аргона показывают, что наноструктурирующее выглаживание индентором из плотного нитрида бора DBN в газовой среде, реализованное при высоком коэффициенте трения / > 0.3 (табл. 1), обеспечивает снижение интенсивности адгезионного изнашивания цементированной стали в 3.4 и 4.5 раз при испытаниях соответственно в воздушной и безокислительной (аргон) средах по сравнению с исходным термоупрочненным состоянием. При этом выглаживание не оказывает существенного влияния на уровни коэффициентов трения цементированной стали (табл. 5).
Изучение поверхностей трения показало, что при испытаниях на воздухе разрушение поверхности исходной термоупрочненной цементированной стали происходит преимущественно за счет усталостно-окислительного изнашивания (рис. 8, а), развитие которого локализуется в результате наноструктурирующего выглаживания (рис. 8, б). При многократном передеформировании металла под действием трения на цементированной поверхности возникают микротрещины, которые распространяются и приводят к отделению продуктов износа преимущественно в виде чешуек (рис. 8, в). На металлических частицах износа и вблизи них обнаружено значительное количество вторичных структур (рис. 8, в), которые, как показал энергодисперсионный химический микроанализ, являются окислами. В рассматриваемом случае изнашивание поверхностного слоя в определенной степени идет через развитие трибохимических реакций, приводящих к образованию на поверхности окислов железа и последующему их удалению. Возникающие при трении на воздухе окислы экранируют контактирующие поверхности, препятствуя их адгезионному взаимодействию [34, 35]. В совокупности это приводит к существенному снижению (в 2.2-3.0 раза) интенсивности изнашивания образцов из цементированной стали 20Х при испытаниях на воздухе по сравнению с испытаниями в безокислительной среде аргона (табл. 5).
При испытании образцов из цементированной стали 20Х в среде аргона в отсутствии окислов резко активизируется адгезионное взаимодействие контактирующих
Таблица 5
Влияние термической обработки и наноструктурирующего выглаживания на интенсивность изнашивания и коэффициент трения / цементированной стали 20Х при испытаниях на трение скольжения по стали 45 в различных газовых средах с нагрузкой N = 294 Н
Состояние образца Испытания на воздухе Испытания в аргоне
4> ю-8 f 4> ю-8 f
Исходное (закалка от 830 °С, отпуск 250 °С) 8.1 0.63 24.0 0.49
Наноструктурирующее выглаживание 2.4 0.58 5.3 0.48
200 мкм
200 мкм
100 мкм
400 мкм
200 мкм
365 мкм
Рис. 8. Поверхности изнашивания (а, б, г, д) и продукты износа (в, е) образцов из цементированной стали 20Х в исходном низкоотпущенном состоянии (а, г) и после наноструктурирующего выглаживания (б, в, д, е), испытанных на трение скольжения по стали 45 на воздухе (а-в) и в среде аргона (г-е)
поверхностей. В результате происходит интенсивное разрушение поверхностного слоя исходной термоупроч-ненной цементированной стали (рис. 8, г). Упрочнение поверхности наноструктурирующим выглаживанием локализует развитие адгезионного изнашивания и пластического оттеснения, что выражается в устранении очагов схватывания и уменьшении интенсивности пластического передеформирования поверхности трения (рис. 8, д). Это приводит к снижению в 4.5 раза интенсивности изнашивания у выглаженной поверхности по сравнению с исходным состоянием при испытании в аргоне (табл. 5). После испытаний в аргоне выглаженной поверхности в продуктах износа наряду с объемными частицами и плоскими чешуйками (рис. 8, е), возникшими в результате многократного передеформирования поверхностного слоя и развития малоцикловой фрикционной усталости [21], присутствуют также отдельные продукты в виде микростружек (указано стрелкой на рис. 8, е), а на поверхностях трения образуются продольные борозды (указано стрелкой на рис. 8, д).
Таким образом, проведенный анализ трибологичес-ких свойств и механизмов изнашивания коррозионно-
стойкой стали 20Х13 и цементированной стали 20Х в условиях абразивного изнашивания и трения скольжения показывает, что установленный рост износостойкости конструкционных сталей в результате нанострук-турирующего выглаживания во многом обусловлен ограничением развития процессов микрорезания, пластического и упругого оттеснения, схватывания. Развитие указанных процессов в сильной степени определяется сопротивлением поверхностного слоя пластическим и упругим деформациям. Например, даже сопротивление наиболее катастрофическому виду изнашивания — схватыванию — в значительной мере определяется пластической деформацией металла в зоне контакта, приводящей к разрушению поверхностных пленок и способствующей развитию контакта между вновь образующимися чистыми (ювенильными) поверхностями [33, 36]. Тем самым пластическая деформация препятствует формированию на поверхности устойчивых пленок, затрудняющих развитие схватывания.
По данным кинетического микроиндентирования (табл. 2) наноструктурирующее выглаживание повышает удельную контактную твердость И1Т /Е* поверх-
ностного слоя конструкционных сталей, а следовательно, возрастает стойкость материала к упругой деформации [25, 26] и, соответственно, его способность противостоять пластическому деформированию при контактном нагружении. Это, в свою очередь, ограничивает развитие процессов микрорезания, схватывания, пластического и упругого оттеснения, обеспечивая тем самым повышенную износостойкость выглаженных поверхностей.
4. Заключение
Для эффективной реализации финишной технологии наноструктурирующего выглаживания, позволяющей формировать наноструктурное состояние и субмикрорельеф поверхностного слоя прецизионных деталей трибосопряжений из конструкционных сталей при серийном изготовлении на обрабатывающих центрах, необходимо обеспечить условия повышенного фрикцион-но-силового нагружения деформирующим индентором за счет увеличения коэффициента трения в контакте «индентор - обрабатываемая деталь» при одновременном достижении высокого качества обрабатываемой поверхности. В работе на основе лабораторных трибо-логических испытаний проведен обоснованный выбор материала индентора и вида смазочно-охлаждающей технологической среды по критериям величины коэффициента трения и отсутствия очагов схватывания и усталостных микротрещин на деформируемой поверхности.
Установлено, что для реализации наноструктури-рующего выглаживания при обеспечении качественной поверхности высокохромистой стали 20Х13 предпочтителен синтетический алмаз (коэффициент трения в жидкой смазочно-охлаждающей технологической среде (смазочно-охлаждающая жидкость) f = 0.12, в среде воздуха f= 0.14-0.30). При наноструктурирующем выглаживании поверхности цементированной закаленной и отпущенной при 250 °С стали 20Х с твердостью 55 HRCэ инденторами из плотного нитрида бора DBN в среде воздуха и инертного газа (аргона) достигается высокий коэффициент трения / = 0.34-0.38 при отсутствии очагов схватывания и усталостных микротрещин, приводящих к локальному микроразрушению поверхности.
При использовании индентора из природного алмаза для выглаживания исследованных конструкционных сталей в различных средах (смазочно-охлаждающая жидкость, воздух, аргон) достигаются минимальные значения коэффициентов трения (f = 0.07-0.09), что препятствует возможности наноструктурирования поверхностного слоя. В процессе обработки высокоотпу-щенной стали 20Х13 инденторами из DBN и твердого сплава ВК8 в среде смазочно-охлаждающей жидкости (/'= 0.13-0.17) на стальной поверхности возникают усталостные трещины, а при использовании газовой
среды происходит сильное адгезионное схватывание, сопровождающееся интенсивным массопереносом стали на поверхность индентора и возникновением одноименной пары трения «сталь - сталь» с высокими коэффициентами трения (f = 0.55-0.71).
Наноструктурирующее выглаживание высокохромистой стали 20X13 на токарно-фрезерном центре специальным инструментом с индентором из синтетического алмаза обеспечивает рост износостойкости при абразивном воздействии (до 1.6 раза за счет ограничения процессов микрорезания), при трении скольжения по пластине из аустенитной нержавеющей стали со смазкой (до 2.6 раза за счет ограничения процессов пластического оттеснения) и в воде (до 30 и более раз за счет локализации процессов схватывания и перехода к нормальному механохимическому износу у выглаженной поверхности). Наибольший эффект роста износостойкости и наилучшие абсолютные показатели износостойкости у стали 20X13 достигаются при нано-структурирующем выглаживании стали в низкоотпу-щенном (при 150 °С) состоянии.
Наноструктурирующее выглаживание цементированной низколегированной стали 20X, подвергнутой закалке и отпуску при 250 °С, индентором из плотного нитрида бора DBN в газовой среде приводит к снижению в 2.1 раза интенсивности изнашивания и росту в 1. 8 раза удельной работы абразивного изнашивания при испытании по закрепленному абразиву кремню вследствие смены основного механизма изнашивания от микрорезания к микроцарапанию, уменьшению интенсивности изнашивания цементированной стали в 3.4-4.5 раза при испытаниях на трение скольжения по пластине из стали 45 в воздушной и безокислительной (аргон) средах вследствие локализации развития на выглаженных поверхностях усталостно-окислительного и адгезионного изнашивания.
По данным микроиндентирования наноструктури-рующее выглаживание повышает способность поверхностного слоя противостоять упругому и пластическому деформированию при контактном нагружении, что ограничивает развитие процессов микрорезания, схватывания, пластического и упругого оттеснения при различных видах фрикционного воздействия. Тем самым обеспечивается повышенная износостойкость деталей три-босопряжений, обработанных наноструктурирующим выглаживанием.
Работа выполнена при частичной поддержке программы фундаментальных исследований УрО РАН (проекты №№ 12-Т-1-1010 и 12-П-1-1027), гранта РФФИ № 11-08-01025-а, государственного задания на выполнение НИР № 01201461774.
Трибологические испытания, электронная сканирующая микроскопия и профилометрия выполнены в ЦКП «Пластометрия» ИМАШ УрО РАН.
Литература
1. Панин В.Е., Витязь П.А. Физическая мезомеханика разрушения и
износа на поверхностях трения твердых тел // Физ. мезомех. -2002.- Т. 5. - № 1. - С. 5-13.
Panin V.E., Vityaz P.A. Physical mesomechanics of fracture and wear at the friction surfaces of solids // Phys. Mesomech. - 2002. - V. 5. -No. 1. - P. 5-13.
2. Кузнецов В.П. Технология наноструктурирующего выглаживания
на основе теоретического обоснования и создания инструмента с теплоотводящей системой // Наукоемкие технологии в машиностроении. - 2013. - № 11. - С. 19-30.
Kuznetsov VP. Theoretical substantiation of nanostructuring burnishing technology by a tool with a heat removal system // Naukoyom. Tekhn. Mashinost. - 2013. - No. 11. - P. 19-30.
3. Кузнецов В.П., Макаров А.В., Поздеева НА., Саврай Р.А., Юровс-кихА.С., Малыгина И.Ю., Киряков А.Е. Повышение прочности, теплостойкости и износостойкости деталей из цементированной стали 20Х наноструктурирующим фрикционным выглаживанием на токарно-фрезерных центрах // Упрочняющие технологии и покрытия. - 2011. - № 9. - С. 3-13.
Kuznetsov V.P., Makarov A.V., Pozdeeva N.A., Savrai R.A., Yurovs-kikhA.S., Malygina I.Yu., Kiryakov A.E. Improvement of strength, heat and wear resistance of case-hardened 20Cr steel parts by nanostructuring friction burnishing in turning and milling centers // Uproch. Tekhn. Pokr. - 2011. - No. 9. - P. 3-13.
4. Пат. 2458777 РФ, МКИ B24B 39/00, B82B 3/00. Способ упрочняю-
щей обработки поверхностей деталей выглаживанием / В.П. Кузнецов, А.В. Макаров, А.Е. Киряков, Р.А. Саврай, А.В. Аникеев // БИМП. - 2012. - № 23.
Patent 2458777 RF, IPC B24B 39/00, B82B 3/00. Burnishing as a method of surface hardening treatment of parts / V.P. Kuznetsov, A.V Makarov, A.E. Kiryakov, R.A. Savrai, A.V. Anikeev // Bulletin "Inventions. Utility models". - 2012. - No. 23.
5. Пат. 2460628 РФ, МКИ B24B 39/00, B82B 3/00. Способ нано-структурирующего упрочнения поверхностного слоя прецизионных деталей выглаживанием / B.H Кузнецов // БИМП. - 2012. -№ 25.
Patent 2460628 RF, IPC B24B 39/00, B82B 3/00. Burnishing as a method of nanostructuring hardening of the surface layer of precision parts / V.P. Kuznetsov // Bulletin "Inventions. Utility models". - 2012. -No. 25.
6. Кузнецов В.П., Смолин И.Ю., Дмитриев А.И., Коновалов Д.И., Макаров А.В., Киряков А.Е., Юровских А.С. Конечно-элементное моделирование наноструктурирующего выглаживания // Физ. мезомех. - 2011. - Т. 14. - № 6. - С. 87-97.
Kuznetsov V.P., Smolin I.Yu., Dmitriev A.I., Konovalov D.A., Makarov A.V., Kiryakov A.E., Yurovskikh A.S. Finite element simulation of nanostructuring burnishing // Phys. Mesomech. - 2013. - V. 16. -No. 1. - P. 62-72.
7. Dmitriev A.I., Kuznetsov VP., Smolin I.Yu., Nikonov A.Yu., Psakhie S.G.
Study of Nano-burnishing Process on the Base of Atomic and Macro-scale Modeling // WTC 2013, 5-th World Tribology Congress, September 8-12, 2013, Torino, Italy. - Torino: Centr. Congr. Int., 2013. -P. 240/1-240/4.
8. Wang Z.B., Tao N.R., Li S., Wang W, Liu G., Lu J., Lu K. Effect of surface nanocrystallization on friction and wear properties in low carbon steel // Mater. Sci. Eng. A. - 2003. - V. 352. - No. 1-2. - P. 144149.
9. Макаров А.В., Коршунов Л.Г. Прочность и износостойкость нано-кристаллических структур поверхностей трения сталей с мартен-ситной основой // Изв. вузов. Физика. - 2004. - № 8. - С. 65-80. Makarov A.V., Korshunov L.G. Strength and wear resistance of nano-crystal structures on friction surfaces of steels with martensitic base // Russ. Phys. J. - 2004. - V. 47. - No. 8. - P. 857-871.
10. Lu K., Lu J. Nanostructured surface layer on metallic materials induced by surface mechanical attrition treatment // Mater. Sci. Eng. A. - 2004. - V. 375-377. - P. 38-45.
11. Макаров А.В., Коршунов Л.Г., Малыгина И.Ю., Солодова И.Л. Повышение теплостойкости и износостойкости закаленных углеродистых сталей фрикционной упрочняющей обработкой // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2007. - № 3.-C. 57-62.
Makarov A.V., Korshunov L.G., Malygina I.Yu., Solodova I.L. Raising the heat and wear resistances of hardened carbon steels by friction strengthening treatment // Met. Sci. H. Treat. - 2007. - No. 3. - P. 150156.
12. Ba D.M., Ma S.N., Meng F.J., Li C.Q. Friction and wear behaviors of nanocrystalline surface layer of chrome-silicon alloy steel // Surf. Coat. Tech. - 2007. - V. 202. - P. 254-260.
13. Макаров А.В., Коршунов Л.Г., Выходец В.Б., Куренных Т.Е., Саврай Р.А. Bлияние упрочняющей фрикционной обработки на химический состав, структуру и трибологические свойства высокоуглеродистой стали // ФММ. - 2010. - Т. 110. - № 5. - С. 530-544. Makarov A.V., Korshunov L.G., Vykhodets V.B., Kurennykh T.E., Savrai R.A. Effect of strengthening friction treatment on the chemical composition, structure, and tribological properties of a high-carbon steel // PMM. - 2010. - V 110. - No. 5. - P. 507-521.
14. Макаров А.В., Поздеева Н.А., Саврай Р.А., Юровских А.С., Малыгина И.Ю. Повышение износостойкости закаленной конструкционной стали наноструктурирующей фрикционной обработкой // Трение и износ. - 2012. - Т. 33. - № 6. - С. 444-455. Makarov A.V., Pozdeeva N.A., Savrai R.A., Yurovskikh A.S., Malygina I.Yu. Improvement of wear resistance of quenched structural steel by nanostructuring frictional treatment // J. Frict. Wear. - 2012. -V. 33. - No. 6. - P. 433-442.
15. Zhou L., Liu G., Han Z., Lu K. Grain size effect on wear resistance of a nanostructured AISI52100 steel // Scripta Mater. - 2008. - V. 58. -P. 445-448.
16. Lv X.R., Wang S.G., Liu Y., Long K, Li S., Zhang Z.D. Effect of nanocrystallization on tribological behaviors of ingot iron // Wear. -2008. - V. 264. - P. 535-541.
17. Yan W., Fang L., Sun K., Xu Y Effect of surface work hardening on wear behavior of Hadfield steel // Mater. Sci. Eng. A. - 2007. - V. 460461. - P. 542-549.
18. Панин С.В., Полтаранин М.А., Почивалов Ю.А., Овечкин Б.Б., Панин В.Е. Изнашивание стали 110Г13 с наноструктурированным ультразвуковой обработкой поверхностным слоем. Сообщение 1. Механические свойства и износостойкость // Изв. вузов. Черная металлургия. - 2013. - № 4. - С. 54-59.
Panin S.V., Poltaranin M.A., Pochivalov Yu.A., Ovechkin B.B., Panin V.E. Wear of 110Mn13 steel with ultrasound-induced nanostruc-turing of the surface layer. Part 1. Mechanical properties and wear resistance// St. Transl. - 2013. - V. 43. - No. 4. - P. 188-192.
19. Макаров А.В., Коршунов Л.Г., Счастливцев В.М., Черненко Н.Л. Износостойкость и структурные изменения поверхностного слоя азотсодержащих высокохромистых сталей мартенситного класса при абразивном воздействии и трении скольжения // ФММ. -1998.- Т. 86. - № 4. - С. 104-114.
Makarov A.V., Korshunov L.G., Schastlivtsev V.M., Chernenko N.L. Wear resistance of nitrogen-containing high-chromium martensitic steels and structural changes in the surface layer of these steels under conditions of abrasive wear and sliding friction // PMM. - 1998. -V. 86. - No. 4. - P. 400-407.
20. Пат. 115706 РФ. Инструмент для формирования на деталях трибосопряжений поверхностей с нанокристаллической структурой / B.H Кузнецов // БИМП. - 2012. - № 13.
Patent 115706 RF. Tool providing tribological coupling between surfaces and the nanocrystalline structure of parts / V.P. Kuznetsov // Bulletin "Inventions. Utility models". - 2012. - No. 13.
21. КрагельскийИ.В., Добычин М.Н., Комбалов В.С. Основы расчетов на трение и износ. - М.: Машиностроение, 1977. - 526 с. Kragelskii I.V, Dobychin M.N., Kombalov VS. Foundations of Calculations for Friction and Wear. - Moscow: Mashinostroenie, 1987. -526 p.
22. Кузнецов В.П., Макаров А.В., Юровских А.С., Саврай Р.А., Киря-ковА.Е. Износостойкость поверхностей деталей из стали 20X13 с субмикро- и нанокристаллическими слоями, сформированными выглаживанием на токарно-фрезерном центре // Изв. СНЦ РАН. -2011. - Т. 13. - № 4(3). - С. 776-781.
Kuznetsov V.P., Makarov A.V., Yurovskikh A.S., Savrai R.A., Kirya-kovA.E. Wear resistance of surfaces of20Cr13 steel parts with submicro- and nanocrystalline layers formed by burnishing in turning and milling centers // Izv. SNTs RAN. - 2011. - V. 13. - No. 4(3). - P. 776781.
23. Кузнецов В.П., Никонов А.Ю., Дмитриев А.И., Псахье С.Г., Макаров А.В. Исследование механизмов наноструктурирования поверхностного слоя при пластическом деформировании скользящим индентором. Моделирование на атомном масштабе // Физ. мезо-мех. - 2012. - Т. 15. - № 3. - С. 59-69.
Kuznetsov VP., Nikonov A.Yu., Dmitriev A.I., Psakhie S.G., Makarov A.V. Nanostructuring mechanisms of a surface layer under plastic deformation with a gliding indenter. Atomic scale simulation // Fiz. Mezomekh. - 2012. - V. 15. - No. 3. - P. 59-69.
24. Кузнецов В.П., Макаров А.В., Саврай Р.А., Поздеева Н.А., Малыгина И.Ю., Киряков А.Е. Формирование высококачественных поверхностей деталей из коррозионно-стойкой стали выглаживанием специальным инструментом с узлом динамической стабилизации на токарно-фрезерном центре // Упрочняющие технологии и покрытия. - 2011. - № 8. - С. 3-15.
Kuznetsov VP., Makarov A.V., Savrai R.A., Pozdeeva N.A., Malygi-na I.Yu., Kiryakov A.E. Formation of high-quality surfaces of corrosion-resistant steel parts by burnishing using a special tool with the dynamic stability system in a turning and milling center // Uproch. Tekhn. Pokr. - 2011. - No. 8. - P. 3-15.
25. Cheng Y.T., Cheng C.M. Relationships between hardness, elastic modulus and the work of indentation // Appl. Phys. Lett. - 1998. -V. 73. - No. 5. - P. 614-618.
26. Фирстов С.А., Горбань В.Ф., Печковский Э.П. Установление предельных значений твердости, упругой деформации и соответствующего напряжения материалов методом автоматического ин-дентирования // Материаловедение. - 2008. - № 8. - С. 15-21. Firstov S.A., Gorban V.F., Pechkovskii E.P. Determination of limiting values for hardness, elastic strain, and corresponding stress of materi-
als obtained by automatic indentation // Materialloved. - 2008. -No. 8.- P. 15-21.
27. Leyland A., Matthews A. On the significance of the H/E ratio in wear control: a nanocomposite coating approach to optimized tribological behavior // Wear. - 2000. - V. 246. - P. 1-11.
28. Хрущов М.М., Бабичев М.А. Абразивное изнашивание. - М.: Наука, 1970. - 252 с.
Khruschov M.M., Babichev M.A. Abrasive Wear. - Moscow: Nauka, 1970. - 252 p.
29. Khruschov M.M. Principles of abrasive wear // Wear. - 1974. - V. 28. -P. 69-88.
30. Словарь-справочник по трению, износу и смазке деталей машин / Под ред. И.М. Федорченко. - Киев: Наукова думка, 1990. - 264 с. Handbook and dictionary in friction, wear, and lubrication of machine parts / Ed. by I.M. Fedorchenko. - Kiev: Naukova Dumka, 1990. - 264 p.
31. Износостойкие материалы в химическом машиностроении. Справочник / Под ред. Ю.М. Виноградова. - Л.: Машиностроение, 1977. - 254 с.
Wear Resistant Materials in Chemical Engineering. Handbook / Ed. by Yu.M. Vinogradov. - Leningrad: Mashinostroenie, 1977. - 254 p.
32. Rigney D.A. Transfer, mixing and associated chemical and mechanical processes during the sliding of ductile materials // Wear. - 2000. -V. 245. - P. 1-9.
33. Поверхностная прочность материалов при трении / Под ред. Б.И. Костецкого. - Киев: Техника, 1976. - 296 с.
Surface Strength of Materials in Friction / Ed. by B.I. Kostetskii. -Kiev: Tekhnika, 1976. - 296 p.
34. Голего Н.Л. Схватывание в машинах и методы его устранения. -Киев: Техника, 1966. - 231 с.
Golego N.L. Seizing in Machines and Methods of its Elimination. -Kiev: Tekhnika, 1966. - 231 p.
35. Носовский И.Г. Влияние газовой среды на износ металлов. - Киев: Техника, 1968. - 181 с.
Nosovskii I.G. Effect of the Gaseous Medium on Wear of Metals. -Kiev: Tekhnika, 1968. - 181 p.
36. Крагельский И.В. Трение и износ. - М.: Машиностроение, 1968. -480 с.
Kragelskii I.V. Friction and Wear. - Washington: Butterworths, 1965.
Поступила в редакцию 17.02.2014 г.
Сведения об авторах
Кузнецов Виктор Павлович, д.т.н., зав. каф. КГУ, wpkuzn@mail.ru
Макаров Алексей Викторович, д.т.н., зав. лаб. ИМАШ УрО РАН, проф. УрФУ, makarov@imach.uran.ru
Псахье Сергей Григорьевич, д.ф.-м.н., чл.-к. РАН, дир. ИФПМ СО РАН, проф. ТГУ, зав. каф. ТПУ, sp@ispms.tsc.ru
Саврай Роман Анатольевич, к.т.н., снс ИМАШ УрО РАН, ras@imach.uran.ru
Малыгина Ирина Юрьевна, к.т.н., снс ИМАШ УрО РАН, labkm@imach.uran.ru
Давыдова Наталья Андреевна, к.т.н., нс ИМАШ УрО РАН, davydova@imach.uran.ru
