^ ПРОЧНОСТЬ
И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.29524:539.538
МОДИФИЦИРОВАНИЕ ПОВЕРХНОСТИ НИКЕЛИДА ТИТАНА ПОСРЕДСТВОМ ФРИКЦИОННОЙ ОБРАБОТКИ И ПОСЛЕДУЮЩЕГО НАГРЕВА В ВОЗДУШНОЙ СРЕДЕ
© 2012 г. Л. Г. Коршунов, В. Г. Пушин, Н. Л. Черненко
Институт физики металлов УрО РАН 620990 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
Поступила в редакцию 11.11.2011 г.
Исследовано влияние комбинированной обработки, включающей интенсивную пластическую деформацию в условиях сухого трения скольжения и нагрев в воздушной среде до температур 300— 480°С (выдержка 1 ч), на структуру и износостойкость поверхностного слоя сплава Т149.4№50.6. Показано, что используемая фрикционная обработка приводит к формированию в поверхностном слое толщиной до 10 мкм сплава Т149.4№50.6 аморфно-нанокристаллической структуры. Нагрев до 300°С вызывает полную кристаллизацию аморфной фазы, вследствие чего структура деформированного поверхностного слоя сплава становится однофазной, состоящей из нанокристаллов В2-фа-зы. При 400°С в деформированном поверхностном слое сплава возникает нанокристаллическая оксидная фаза (ТЮ2), количество которой составляет десятки объемных %. Размеры кристаллов В2-фазы и окисла Т102 лежат в интервале 1—50 нм. Сформированная двухфазная В2 + ТЮ2 нанокристаллическая структура расположена непосредственно под окисной пленкой ТЮ2, имеющей толщину менее 1 мкм. При увеличении температуры нагрева до 480°С анализируемый деформированный поверхностный слой сплава Т149.4№50.6 сохраняет нанокристаллическую двухфазную В2 + ТЮ2 структуру, однако наблюдается рост количества оксидной фазы и снижение микротвердости рассматриваемой структуры. Наличие двухфазного (В2 + ТЮ2) нанокристаллического поверхностного слоя в ряде случаев (температуры нагрева 430 и 450°С) обусловливает заметное (до ~25%) повышение сопротивления сплава Т149.4№50.6 адгезионному изнашиванию при трении скольжения в паре со сталью 40Х13.
Ключевые слова: сплав Т149 4№50 6, фрикционная обработка, последующий нагрев в воздушной среде, микроструктура и износостойкость модифицированного поверхностного слоя.
ВВЕДЕНИЕ
Известно, что присутствие окисной пленки типа Т102 на поверхности никелида титана улучшает медико-биологические свойства и триболо-гические характеристики данного материала [1]. Показано, что при сухом трении в воздушной среде с повышенными (до 9.00 м/с) скоростями скольжения, когда имеет место значительный фрикционный нагрев, в поверхностном слое никелида титана толщиной около 10 мкм возникают нанокристаллические структуры, состоящие из кристаллов В2-фазы и окисла Т102 [2]. Данные структуры трения обеспечивают никелиду титана высокое сопротивление изнашиванию в условиях интенсивного фрикционного нагрева вплоть до температур порядка 1000°С. В общем случае это обусловлено большой твердостью, теплостойкостью и вязкостью рассматриваемых структур. Обнаружено, что при трении в воздушной среде активное формирование в поверхностном слое ни-келида титана нанокристаллической фазы Т102 происходит в течение короткого времени (минуты) при сравнительно небольших (0.75 и 1.5 м/с)
скоростях скольжения, когда температура в зоне трения образца не превышает 400°С [2]. В то же время известно [1], что для образования на поверхности никелида титана пленки Т102 толщиной ~0.5 мкм при 400°С требуются весьма длительные (десятки часов) выдержки в окислительной среде. Эти факты свидетельствуют, что процесс формирования в никелиде титана окисла Т102 в условиях совместного воздействия на поверхность сплава повышенных температур и больших контактных напряжений, имеющих место при трении, существенно интенсифицируется по сравнению с рассматриваемым процессом в условиях нагрева недеформированного никелида титана в кислородсодержащей среде. Активизация образования оксидной фазы в никелиде титана при трении, очевидно, обусловлена интенсивной пластической деформацией, происходящей в зоне фрикционного контакта и формирующей в тонком (до ~10 мкм) поверхностном слое никели-да титана нанокристаллические и смешанные аморфно-нанокристаллические структуры [3]. Высокая дефектность данных структур, очевид-
но, ускоряет протекание в деформированном слое никелида титана диффузионных процессов, что создает благоприятные условия для формирования в деформированном слое наноразмерных частиц окисла 1Ю2.
В современной литературе влияние интенсивной пластической деформации на процесс формирования оксидной фазы в никелиде титана и сплавах на его основе не было рассмотрено.
Данная статья посвящена исследованию влияния интенсивной пластической деформации, осуществляемой в условиях сухого трения скольжения, и последующего нагрева в окислительной среде (воздух) при 300—480°С на фазовый состав, микроструктуру и трибологические свойства поверхностного слоя сплава 1149.4№50.6.
МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИСПЫТАНИЙ
Материалом исследования служил сплав T494Ni506, полученный из чистых (99.99%) компонентов методом электродуговой плавки в атмосфере гелия. Содержание примесей в сплаве (мас. %): С = 0.0372; S = 0.0001; O2 = 0.0167; N = 0.0003. Количество включений TiC и Ti4Ni2Ox составляло не более 0.3 об. %. Слитки после многократного переплава гомогенизировали в вакуумной печи и подвергали ковке в прутки. Прутки отжигали при 800°С (1 ч) и закаливали в воде. После указанной обработки сплав имел полиэдрическую структуру В2-фазы со средним размером зерен 20—30 мкм — микрокристаллическое (МК) состояние. Для получения субмикрокристаллического (СМК) аустенитного состояния, характеризующегося средним размером зерен 300 нм, прутки сплава Ti49.4Ni50 6 длиной 120 мм и диаметром 20 мм подвергали равноканальному угловому прессованию (РКУП) при температуре 450°С (угол пересечения каналов 110°, число проходов — 8). Структура и механические свойства сплава Ti49 4Ni50 6, находящегося в МК- и СМК-состояниях были подробно рассмотрены ранее в работах [4, 5]. Рабочую поверхность (3.0 х 8.5 мм) образцов никелида титана размером 3.0 х 8.5 х 10.0 мм, находящихся в СМК-состоянии, подвергали фрикционному воздействию в режиме сканирования скользящим индентором из СМК-никелида титана (одноименная пара трения). Плоский индентор с контактной поверхностью 2 х 11 мм совершал возвратно-поступательльное движение со скоростью 0.014 м/с. Длина хода индентора оставляла 8 мм, нормальная нагрузка — 294 Н. При этом происходило также поперечное смещение образца — на 0.12 мм за один двойной ход индентора. Общее число двойных ходов индентора составляло 140. Фрикционную обработку проводили на воздухе при комнатной температуре без смазки. Вследствие малой скорости скольжения фрикци-
онный нагрев поверхности образцов практически отсутствовал. После указанной фрикционной обработки образцы никелида титана подвергали нагреву в воздушной среде при температурах 300— 480°С в течение 1 ч. Последующее охлаждение образцов до комнатной температуры проводили на воздухе.
Трибологические испытания исследуемого сплава выполняли при комнатной температуре на воздухе в условиях адгезионного изнашивания по схеме "образец—пластина". Образец, совершая возвратно-поступательное движение, изнашивался своей торцовой частью (3.0 х 8.5 мм) о поверхность контртела — стальной пластины из стали 40Х13, подвергнутой закалке от 1050°С в масле и отпуску при 250°С — 2 ч (HRC = 53). Скорость скольжения составляла 0.07 м/с, нагрузка — 294 Н, путь трения — 8000 см. Вследствие малой скорости скольжения фрикционный нагрев образцов был незначителен — температура в поверхностном слое толщиной 0.5 мкм при трении не превышала 50°С. В процессе испытания непрерывно измеряли силу трения. Интенсивность изнашивания образцов Ih рассчитывали по формуле: Ih = ДМм/pSq, где ДМм — потери массы образца, г; p — плотность материала, г/см3; S — путь трения, см; q — геометрическая площадь контакта, см2. Коэффициент трения определяли как отношение средней интегральной силы трения за время испытания к нормальной нагрузке. Структуру сплава исследовали с использованием металлографического и электронно-микроскопического (трансмиссионная и сканирующая микроскопия) методов анализа [5]. Электронно-микроскопическое исследование выполняли на микроскопах JEM-200CX и Quanta 200 Pegasus. Приготовление фольг осуществляли посредством одностороннего и двухстороннего электролитического полирования в струе хлорно-уксусного (1 : 10) электролита. Микротвердость материалов измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 0.2 Н.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
На рис. 1а, б представлена микроструктура поверхностного слоя толщиной порядка нескольких мкм сплава 1149.4№50.6, подвергнутого фрикционной обработке. Видно, что интенсивная пластическая деформация в условиях трения приводит к формированию в рассматриваемом слое смешанной аморфно-нанокристаллической структуры. О присутствии аморфной фазы свидетельствует наличие "гало" на микрокроэлектро-нограммах (рис. 1а). На темнопольных изображениях, полученных в участках "гало", выявляются нанокристаллы аустенита (В2-фазы) и, возможно, мартенсита (В19'), размеры которых лежат в интервале 1—30 нм (рис. 1б). Микротвердость
Рис. 1. Электронные микрофотографии структуры поверхностного слоя толщиной 5—10 мкм сплава Т149 4№50 6, подвергнутого фрикционной обработке (а, б) и последующему нагреву до 300 (в, г) и 350°С (д, е) с выдержкой 1 ч: а, в, д — светлопольные изображения; б — темнопольное изображение в участке "гало"; г, е — темнопольные изображения в рефлексах (110) В2-фазы.
рассматриваемой структуры составляет 4800— 5000 МПа. Ниже аморфно-нанокристаллической структуры — на расстоянии 10—15 мкм от поверхности трения расположена нанокристаллическая структура, состоящая из кристаллов В2-фазы и мартенсита. Таким образом, использованная в данном случае фрикционная обработка обеспечивает создание в поверхностном слое толщиной ~10 мкм сплава Т149.4№506 аморфно-нанокристал-
лической или нанокристаллической структур, что согласуется с результатами работ [2, 3], в которых была выявлена специфика структурных превращений сплава Т149 4№506 при сухом трении скольжения в различных температурных условиях. Нагрев до 300°С (1 ч) в воздушной среде сплава Т
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.