^ ПРОЧНОСТЬ
И ПЛАСТИЧНОСТЬ
УДК 669.24295:539.538
ВЛИЯНИЕ ФРИКЦИОННОГО НАГРЕВА НА СТРУКТУРУ ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ И ТРИБОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА
НИКЕЛИДА ТИТАНА
© 2011 г. Л. Г. Коршунов, В. Г. Пушин, Н. Л. Черненко
Институт физики металлов УрО РАН, 620990 Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18
Поступила в редакцию 09.12.2010 г.
Исследовано влияние фрикционного нагрева, интенсивность которого варьировали за счет изменения скорости скольжения от 0.35 до 9.00 м/с, на интенсивность изнашивания, коэффициент трения, эдс трения, структуру и микротвердость сплава Тц^Мзоб, находящегося в микрокристаллическом (МК)-со-стоянии с размером зерна 20—30 мкм и в субмикрокристаллическом (СМК)-состоянии с размером зерна 300 нм. Трибологические испытания осуществляли в условиях сухого трения скольжения в воздушной среде по схеме палец-диск (из стали Х12М, твердостью ИЯС = 63) при нормальной нагрузке 98 Н. В результате фрикционного нагрева температура в поверхностном слое образцов толщиной 0.5 мм изменялась от 150—200 (при скорости скольжения 0.35 м/с) до 1100°С (скорость 9 м/с). Структуру сплава исследовали металлографическим и электронно-микроскопическим (сканирующая и просвечивающая микроскопия) методами анализа. Показано, что интенсивность изнашивания никелида титана, находящегося в МК- и СМК-структурных состояниях, более, чем на порядок ниже, чем стали 12Х18Н9 и в несколько раз меньше, чем стали 40Х13. Разрушение поверхности трения никелида титана происходит преимущественно по усталостному или окислительно-усталостному механизмам, характеризующимся относительно малой интенсивностью, в то время как стали 40Х13 и 12Х18Н9 проявляют склонность к интенсивному тепловому адгезионнному изнашиванию (схватыванию) при скоростях выше 0.35 м/с. Электронно-микроскопическое исследование показало, что в процессе трения в поверхностном слое никелида титана происходит образование нанокристаллических структур, состоящих из кристаллов В2-фазы, окисла типа ТЮ2 и некоторого количества мартенсита В19'. Сделан вывод, что повышенная износостойкость никелида титана обусловлена высокой теплостойкостью (прочностью) и вязкостью разрушения нанокристаллической В2-фазы, а также присутствием в сплаве образовавшихся при трении высокопрочных, термически устойчивых окислов типа ТЮ2.
Ключевые слова: сплав Тх49.4№50.6, фрикционный нагрев, трибологические свойства, структурные превращения при изнашивании.
ВВЕДЕНИЕ
Показано, что никелид титана и сплавы на его основе с эффектом памяти формы обладают высоким сопротивлением различным видам изнашивания — кавитационному, абразивному, контактно-усталостному и др. [1—5]. Вследствие этого рассматриваемые материалы фактически представляют собой новый класс износостойких конструкционных сплавов, перспективных для использования в современной технике и медицине [2—8]. По мнению целого ряда исследователей, основной припричиной наблюдаемой большой износостойкости никелида титана, имеющего относительно невысокую исходную твердость, является наличие у рассматриваемого материала псевдоупругости (сверхэластичности), псевдопластичности, способности к интенсивному деформационному упрочнению, которые обусловлены, главным образом, протеканием в никелиде титана при изнашивании мартенситных превращений, носящих обратимый характер [1—8]. Эту точку
зрения нельзя считать исчерпывающей, поскольку относительно мало изучено фрикционное поведение никелида титана в температурных условиях, при которых данный материал стабилен по отношению к мартенситным превращениям, и следовательно, не проявляет сверхэластичности и псевдопластичности. В работе [9] было показано, что в условиях трения скольжения в нейтральной среде (газообразный азот) одноименной пары никелид титана-ни-келид титана данный материал (Т149.4№50.6) обладает весьма высоким сопротивлением адгезионному изнашиванию при температурах испытания 250-300°С, при которых В2-фаза стабильна по отношению к мартенситным превращениям. Это указывает на то, что находящаяся в стабильном фазовом состоянии В2-фаза, сама по себе имеет высокое сопротивление изнашиванию. Таким образом, имеется основание предполагать, что никелид титана может обладать высокой износостойкостью в условиях интенсивного фрикционного нагрева, возникающего при работе тяжелонагруженных деталей и уз-
лов трения, а также инструмента. Данное обстоятельство имеет существенное научное и практическое значение. Настоящая статья посвящена исследованию трибологических свойств и структурных превращений находящегося в микрокристаллическом (МК)- и субмикрокристаллическом (СМК)-состояниях никелида титана Т^М^^ в условиях фрикционного нагрева, интенсивность которого менялась в широких пределах за счет варьирования скорости скольжения.
МЕТОДИКА
Материалом исследования служил сплав Т149.4М1506, полученный из чистых (99.99%) компонентов методом электродуговой плавки в атмосфере гелия. Содержание примесей в сплаве (мас. %): С = 0.0372; 8 = 0.0001; 02 = 0.0167; N = 0.0003. Количество включений Т1С и 114№2Ох 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. Для получения субмикрокристаллического состояния, характеризующегося средним размером зерен 300 нм, прутки сплава Т149.4№50.6 длиной 120 мм и диаметром 20 мм подвергали равноканальному угловому прессованию (РКУП) при температуре 450°С (угол пересечения каналов 110°, число проходов — 8) [10].
Трибологические испытания сплава проводили на лабораторной установке по схеме палец-диск в условиях сухого трения скольжения в воздушной среде со скоростями скольжения 0.35; 0.75; 1.50; 3.0; 6.0 и 9.0 м/с. Нормальная нагрузка составляла 98 Н, удельная нагрузка — 4 МПа. Образцы-пальцы имели форму пластин размером 3.5 х 7.0 х 20.0 мм. Геометрическая площадь контакта составляла ~0.25 см2. Диск из стали Х12М диаметром 140 мм, толщиной 15 мм имел твердость НЯС = 63. Кроме никелида титана для сравнения испытывали промышленные аустенитную нержавеющую сталь 12Х18Н9 и мартенситную нержавеющую сталь 40Х13. Образцы стали 12Х18Н9 закаливали от 1100°С в воде. Образцы стали 40Х13 закаливали от 1050°С в масле, после чего их отпускали при 200°С в течение 2 ч. В процессе испытаний измеряли и записывали на ленте электронного потенциометра КСП-4 силу трения, среднюю температуру в образце на расстоянии около 0.5 мм от поверхности трения, эдс трения (постоянную составляющую) [11]. Температуру измеряли термопарой хромель—алю-мель с диаметром электродов 0.2 мм, которые раздельно приваривали вблизи поверхности образца с помощью точечной электросварки. Коэффициент трения £ определяли как частное от деления силы трения ¥ на нормальную нагрузку: £ = ¥/Ы. Интен-
Ш, 10-7
6 -
(а)
Е, мВ £
4 -
20 -
10 -
1.0
0.5
-10
Нп, ГПа
6
'п, °С
1200 -
800
400
0 2 4 6 8
V, м/с
Рис. 1. Влияние скорости скольжения V на интенсивность изнашивания Ш, коэффициент трения£ эдс трения Е, температуру в поверхностном слое 'п и микротвердость поверхности Нп закаленного сплава
Т149.4№50.6.
сивность изнашивания образцов рассчитывали по формуле Ш = ДМм/рSq, где ДМм — потери массы образца, г; р — плотность материала, г/см3; S — путь трения, см; q — геометрическая площадь контакта, см2. Перед испытаниями контактные поверхности образцов и дисков подвергали механическому шлифованию (Яа = 0.5). Очистку рабочих поверхностей осуществляли промыванием в ацетоне и обработкой порошком активированного угля. Структуру образцов материалов до и после испытаний исследовали металлографическим, рентгеновским и электронно-микроскопическим (просвечивающая и растровая сканирующая микроскопия) методами анализа [9].
РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ
На рис. 1 и 2 показано влияние скорости скольжения V на среднюю температуру в поверхностном слое образца 'п, интенсивность изнашивания Ш, коэффициент трения £ эдс трения Е, и микротвердость поверхности изнашивания Нп сплава Т149.4№50.6, находящегося в микрокристаллическом (МК)-, с размером зерна 20—30 мкм и в субмикро-
0
2
0
0
4
2
Ш, 10-7
(а)
6 -
4 - ш Е/
2 Л / -
0 'п, °С I 1 1 |
(б)
1200 - -
800 / ^
400 | 1 1 |
Е, мВ
40 -
20 -
0
20
/
1.0 0.5
0
Нп, ГПа
0 2 4 6 8
V, м/с
Рис. 2. Влияние скорости скольжения V на интенсивность изнашивания Ш, коэффициент трения /, эдс трения Е, температуру в поверхностном слое и микротвердость поверхности Нп сплава Т149 4№50 6, находящегося в субмикрокристаллическом (СМК)-состоянии.
кристаллическом (СМК)- (с размером зерна 300 нм) состояниях. Микротведость измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 0.5 Н на гладких участках поверхности изнашивания образцов. Нп определяли как среднее арифметическое из 10 параллельных измерений. Видно, что наличие у рассматриваемого сплава СМК-состояния не оказывает заметного влияния на его трибологические характеристики и микротвердость поверхности изнашивания в исследованном интервале скоростей скольжения. При небольших скоростях скольжения 0.35 и 0.75 м/с температура в поверхностном слое МК- и СМК-образцов не превышает 250°С. Микротвердость на поверхности трения сплава Нп имеет максимальный уровень и составляет около 5.5 ГПа, что примерно в 2 (для СМК-состояния) — 3 (для МК-со-стояния) раза выше микротвердости данного сплава до трения. Указанный прирост микротвердости характеризует интенсивное деформационное упрочнение сплава при фрикционном нагружении. В рассматриваемых условиях испытания интенсивность изнашивания сплава Т149.4№50.6 относительно невелика и не превышает 1 • 10-7. Увеличение скорости скольжения от 0.75 до 3.0 м/с приводит к уве-
личению температуры 'п до 420°С и интенсивности изнашивания примерно в 5 раз МК- и СМК-нике-лида титана. При этом микротвердость Нп сплава и коэффициент трения пары трения никелид титана — сталь Х12М заметно снижаются. Наблюдаемое в интервале скоростей скольжения 0.75—3.0 м/с резкое изменение трибологических характеристик ни-келида титана, очевидно, с
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.