научная статья по теме СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ НИКЕЛИДА ТИТАНА В УСЛОВИЯХ ТРЕНИЯ СКОЛЬЖЕНИЯ ПРИ КРИОГЕННОЙ (–196°С) ТЕМПЕРАТУРЕ Физика

Текст научной статьи на тему «СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ НИКЕЛИДА ТИТАНА В УСЛОВИЯХ ТРЕНИЯ СКОЛЬЖЕНИЯ ПРИ КРИОГЕННОЙ (–196°С) ТЕМПЕРАТУРЕ»

^ ПРОЧНОСТЬ

И ПЛАСТИЧНОСТЬ

УДК 669. 29524:539.538

СТРУКТУРНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ НИКЕЛИДА ТИТАНА В УСЛОВИЯХ ТРЕНИЯ СКОЛЬЖЕНИЯ ПРИ КРИОГЕННОЙ (—196°С) ТЕМПЕРАТУРЕ

© 2012 г. Л. Г. Коршунов, В. Г. Пушин, Н. Л. Черненко, В. В. Макаров

Институт физики металлов УрО РАН 620990 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18

Поступила в редакцию 12.05.2011 г.

Исследованы структурные превращения и трибологические свойства сплава Т149.4№50.6 при температуре жидкого азота. Показано, что исследуемый сплав обладает меньшим в 1.4—1.7 раз сопротивлением абразивному и адезионному изнашиванию, а также более высоким (до 1.7 раза) коэффициентом трения по сравнению с аустенитной сталью 12Х18Н9. Относительно невысокие трибологические свойства никелида титана обусловлены повышенной хрупкостью данного материала в условиях инициированной фрикционным воздействием интенсивной пластической деформации. Повышенная низкотемпературная хрупкость мартенситной структуры объясняется, по-видимому, низкой симметрией кристаллической решетки В19'-мартенсита, атомноупорядоченным состоянием данной фазы, формированием вблизи поверхности трения сплава в слое толщиной несколько микрометров хрупкой аморфной фазы. Возникновению сплошного аморфного слоя на поверхности трения никелида титана способствуют наличие у сплава мартенситной структуры, ее стабильность в условиях трения по отношению к обратному В19'^-В2-превращению, высокая интенсивность деформационных процессов, происходящих в зоне фрикционного контакта. Ниже аморфного слоя располагается смешанная аморфно-нанокристаллическая структура. Нанокристаллиты текстурованы и имеют размеры от нескольких до десятков нанометров. Образование кристаллитов В2-фазы в аморфизированном слое происходит, по-видимому, на стадии отогрева образцов исследуемого сплава до комнатной температуры. Подобная аморфно-нанокристаллическая структура возникает вблизи поверхности абразивного изнашивания сплава Т149 4№50 6. Показано, что наличие у исходного сплава Т149.4№50.6 субмикрокристаллической структуры не оказывает существенного влияния на трибологические свойства и характер структурных превращений, инициированных в сплаве фрикционным воздействием.

Ключевые слова: сплав Т149.4№50.6, температура жидкого азота, трибологические свойства, структурные превращения при изнашивании.

ВВЕДЕНИЕ

Показано, что метастабильные по отношению к термоупругому мартенситному превращению В2 —В19' никелид титана и сплавы на его основе с эффектом памяти формы обладают высоким сопротивлением различным видам изнашивания — кавитационному, абразивному, контактно-усталостному и др. [1—4]. Основной причиной значительной износостойкости никелида титана и сплавов на его основе по мнению ряда исследователей считается наличие у рассматриваемых материалов высоких псевдоупругости (сверхэластичности) и псевдопластичности, способности к интенсивному деформационному упрочнению, которые обусловлены, главным образом, протеканием в рассматриваемых сплавах при изнашивании мартенситных превращений, имеющих обратимый характер [1—4]. В то же время было показано [5], что никелид титана обладает весьма высоким сопротивлением изнашиванию при тем-

пературах испытания 250—300°С, при которых В2-фаза стабильна по отношению к мартенсит-ным превращениям. Оказалось, что никелид титана обладает большим сопротивлением адгезионному изнашиванию и в условиях весьма интенсивного до (~1000°С) фрикционного нагрева [6]. Эти факты показывают, что В2-фаза рассматриваемого материала имеет высокое сопротивление изнашиванию, даже находясь в стабильном по отношению к мартенситным превращениям структурном состоянии. Такое поведение В2-фазы в общем случае нами связывается с ее способностью к интенсивному деформационному упрочнению при трении, большой вязкостью и теплостойкостью [5, 6].

Можно полагать, что при повышенных температурах деформирования в отсутствие мартенситных превращений высокая вязкость В2-фазы связана с ее низкими упругими константами С' и С44, которые обусловливают наличие у данной фазы малых критических напряжений сдвига и упругой

изотропии, а также с размягчением кристаллической решетки В2-фазы вблизи мартенситной точки [7—9]. Таким образом, не только собственно мартенситные превращения, но и специфические свойства фаз — аустенита и мартенсита играют важную роль в формировании трибологических свойств никелида титана и сплавов на его основе. Показано [5], что интенсивная пластическая деформация в условиях трения скольжения существенно изменяет структурное состояние поверхностного слоя никелида титана. При повышенных температурах испытания (>100°С) в поверхностном слое сплава толщиной ~ до 10 мкм образуется структура нанокристаллической В2-фазы, в то время, как при комнатной и отрицательных температурах (—25°С и —50°С), на поверхности сплава формируется смешанная аморфно-нанокристал-лическая структура. Обнаружено также, что необходимым условием для частичной аморфизации поверхности трения никелида титана является развитие в нем инициированного интенсивной пластической деформацией мартенситного превращения В2^В19'. Этот результат согласуется с данными других исследований [10—17]. Высказано предположение, что структурные превращения типа "нанокристаллическая фазаоаморфная фаза" могут оказывать положительное влияние на релаксационную способность и, соответственно, на трибологические свойства никелида титана [5].

Настоящая статья посвящена исследованию износостойкости, а также инициированных трением структурных изменений никелида титана при испытании в среде жидкого азота (— 196°С), когда анализируемый сплав находится в состоянии В19'-мартенсита и, таким образом, существуют благоприятные условия для аморфизации приповерхностного слоя сплава, обусловленной спецификой развития деформационных процессов в мартенситной В19'-фазе, а именно, ее интенсивным двойникованием, формированием полос локализованного сдвига, накоплением в данных полосах и по всему деформируемому объему критических плотностей дислокаций, вызывающих механическую нестабильность кристаллической решетки мартенсита [7, 10—18]. Анализ литературных данных показал, что фрикционное поведение никелида титана в указанном структурном состоянии при низкотемпературных условиях изнашивания практически не изучено.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИСПЫТАНИЙ

Материалом исследования служил сплав Т49 4№506, полученный из чистых (99.99%) компонентов методом электродуговой плавки в атмосфере гелия. Содержание примесей в сплаве (масс. %): С = 0.0372; 8 = 0.0001; 02 = 0.0167; N = = 0.0003. Количество включений НС и Т4№2Ох составляло не более 0.3 об. %. Слитки после много-

кратного 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 Т494№506 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 Т49 4№50 6, находящегося в нанокристаллическом (НК)-, МК- и СМК-состояниях были подробно рассмотрены ранее в работах [12—17]. Трибологические испытания сплава выполняли в условиях абразивного и адгезионного изнашивания в специальной камере (ванне), заполненной жидким азотом. Абразивное изнашивание осуществляли при скольжении (возвратно-поступательном движении) образцов размером 15 х 8.5 х 3.5 мм (рабочая поверхность 8.5 х х 3.5 мм) по поверхности бруска размером 50 х 50 х х 10 мм из спеченного карбида кремния зернистостью 70—100 мкм. Скорость скольжения образца составляла 0.04 м/с, нормальная нагрузка — 15.7 Н, величина поперечного смещения бруска за 1 двойной ход образца — 0.12 мм, длина рабочего хода образца — 20 мм. Относительную абразивную износостойкость материала е определяли по формуле: е = ДМэ/ДМм, где ДМэ и ДМм — потери массы эталона (армко-железо) и материала соответственно. Параллельно со сплавом Т49.4№50.6 для сравнения испытывали стали 12Х18Н9 и 40Х13. Образцы стали 12Х18Н9 закаливали от 1100°С в воде; образцы стали 40Х13 закаливали от 1050°С в масле и отпускали при 250°С — 2 ч (НЯС = 50). Испытания сплава Т49 4№506 в условиях адгезионного изнашивания выполняли по схеме "плоский индентор-пла-стина" при возвратно-поступательном движении индентора размером 15 х 8.5 х 3.5 мм по пластине размером 20 х 10 х 4 мм. Трение одноименных пар осуществляли при нормальной нагрузке 196 Н, скорости скольжения — 0.018 м/с. Путь трения ин-дентора и пластины — 2000 и 1400 см соответственно. Фрикционный нагрев контактирующих поверхностей практически отсутствовал вследствие малой скорости скольжения. Интенсивность изнашивания образцов (инденторов и пластин) 1к рассчитывали по формуле: 1к = ДМм/pSq, где ДМм — потери массы образца, г; р — плотность материала, г/см3; S — путь трения, см; q — геометрическая площадь контакта, см2. Интенсивность изнашивания одноименной пары трения 1кп определяли как сумму интенсивностей изнашивания индентора и пластины 1кп = /киВДентора + /^стины. Одновременно с одноименными парами трения

Таблица 1. Абразивная износостойкость (б), коэффициент трения (/) и микротвердость Но, Ни, Ни/Но), сплава Т149 4№50 6, сталей 12Х18Н9 и 40Х13 при испытании по закрепленному абразиву (карбиду кремния) в жидком азоте

Материал б / Н0, ГПа Ни, ГПа Ни/Н0

Т149 4№50 6, закалка 800°С 2.2 0.62 2.4 5.1 2.1

Т149 4№50 6, закалка, РКУП 450°С - 8 проходов 2.3 0.60 2.8 4.4 1.6

12Х18Н9, закалка 1100°С 3.2 0.38 1.6 4.8 3.0

40Х13, закалка 1050°С, отп. 250°С - 2 ч 2.0 0.75 5.2 6.3 1.2

Армко-железо 1.0 1.0 1.3 2.9 2.2

сплава Т149.4№50.6 в тех же условиях испытывали одноименную пару стали 12Х18Н9. Структуру материалов исследовали с использованием металлографического, рентгеновского, электронно-микроскопического (просвечивающая и сканирующая микроскопия) методов ана

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.

Показать целиком