книги / Прогнозирование триботехнических характеристик порошковых материалов

се трения, как правило, выше твердости исходного (остаточного) аустенита. Количество аустенита в поверхностных слоях материала будет определяться исходной структурой и химическим составом стали, концентрацией леги­ рующих элементов в аустените, давлением на контакте.

Наибольшей износостойкостью при абразивном износе обладают стали с мартенситоаустенитной структурой. В последнее время практический инте­ рес представляют стали со структурой метастабильного аустенита. При абра­ зивном изнашивании у этих материалов наблюдается эффект увеличения из­ носостойкости, связанный с деформационным превращением аустенита в мартенсит.

1.5. Износостойкие стали со структурой

метастабильного аустенита

В настоящее время выявлено несколько групп «катаных» сталей, имеющих структуру метастабильного аустенита после высокотемпературной закалки. Абразивная износостойкость этих сталей выше, чем сталей с мар­ тенситной структурой, и сопоставима с износостойкостью высоколегирован­ ных инструментальных сталей /23-27/. При исследовании высокоуглероди­ стой марганцовистой стали химического состава: 0,47 -1,31 % С; 3,9 - 10,1 % Мп; 0,5 - 2,9 % V; 0,3 - 0,6 % Si, определено влияние температуры нагрева Дод закалку (800-1100 °С) на фазовый состав, твердость и износо­ стойкость сталей после 1 часа отпуска при 180 °С /24/. Установлено, что для увеличения абразивной износостойкости марганцево-ванадиевых сталей, имеющий преимущественно мартенситную структуру в исходном состоянии, их следуй закаливать с повышенных температур (1000-1100 °С) для получе­

ния большого количества метастабильного аустенита. В исследованных ста­ лях для повышения абразивной износостойкости целесообразно снижать со­ держание марганца до 4-6 %, что обеспечивает структуру метастабильного аустенита.

Большой интерес представляют хромоникелевые метастабильные ау­ стенитные стали из-за доступности и низкой цены /25/. Максимальная сте­ пень упрочнения и износостойкость достигаются в сталях системы железо- хром-углерод химического состава: 1,0 - 1,4 % С и 1,0 - 5,4 % Сг, когда тре­ ние сопровождается фазовыми превращениями с образованием мартенсита деформации. Наблюдается корреляция между износостойкостью и микро­ твердостью поверхности трения, а также объемом образовавшегося мартен­ сита деформации.

Аустенитные стали, приготовленные с использованием полупродукта производства ферроникеля, при содержании 0,9-1,5 % С, 3,0-5,0 % Сг, 3,0-5,0 % Ni и 0,5-1,5 % Мп имеют структуру нестабильного аустенита с карбидами и по абразивной износостойкости практически не уступают зна­ чительно более твердым белым хромоникелевым чугунам /26, 27/. Для полу­ чения структуры метастабильного аустенита проводят закалку с температур 900; 1000 и 1150 °С. Степень деформационной стабильности аустенита оце­ нивают по увеличению микротвердости основы, измеряемой в поперечном сечении образца (на расстоянии 0,005 мм от поверхности изнашивания). Ус­ тановлено, что толщина упрочненного слоя стали соответствует 80-120 мкм и практически не зависит от режима термообработки /26/. Кроме того, опре­ деляли количество мартенсита деформации на изношенной поверхности. Ре­ зультаты свидетельствуют о существовании зависимости между степенью упрочнения, т.е. количеством образующегося мартенсита деформации, и со­ противлением сталей абразивному изнашиванию: чем больше мартенсита

деформации, образующегося при изнашивании, тем выше износостойкость сплава.

Таким образом, максимальное сопротивление абразивному изнашива­ нию имеют хромоникелевые аустенитные стали со структурой нестабильный аустенит - карбиды.

Стали со структурой метастабильного аустенита (MAC), описанные в работах /24,25,26/, пригодны для изготовления деталей, работающих в среде с абразивом. Низкая степень легирования этих материалов в совокупности с высокими физико-механическими свойствами открывает перспективы их ис­ пользования в машиностроении. Для получения аналогичных сплавов мето­ дом порошковой металлургии (ПМ) составы могут быть несколько изменены, т.к. порошки марганца промышленностью не выпускаются, а ванадий имеет высокое сродство к кислороду.

Итак, наиболее приемлемой для описания процессов трения является теория третьего тела Крагельского, которая в модифицированном виде мо­ жет быть применена и к пористым материалам. В то же время для описания изнашивания пористых материалов необходимо применение подходов, ос­ нованных на критериях механики разрушения. Весьма высокие значения прочности и абразивостойкости в сочетании с повышенной вязкостью мо­ гут быть достигнуты на структурно неоднородных порошковых сталях без использования высокоэнергетических технологий за счет деформационно­ го распада метастабильного аустенита. Создание таких материалов весьма перспективно как с экономических, так и с триботехнических позиций.

2. ИССЛЕДОВАНИЕ И ПРОГНОЗИРОВАНИЕ ТРИБОТЕХНИЧЕСКИХ

ХАРАКТЕРИСТИК ПОРИСТОГО ЖЕЛЕЗА

2.1.Влияние пористости на разрушение железа

иособенности корректного определения трещиностойкости порошковых материалов

Зависимость вязкости разрушения К\с и прочности от пористости П не всегда является строго монотонной функцией /28,29/. Определение этой за­ висимости необходимо как для теоретических представлений о взаимодейст­ вии трещины с дефектами, так и для решения конкретных практических за­ дач, например, выбора пористости конструкционных изделий, обеспечиваю­ щего их наибольшую трещиностойкость. Главным условием достоверности определения К\с является доказательство распространения трещины в усло­ виях плоской деформации! Это требование накладывает ограничения на раз­ меры образцов и длину трещины. Что касается длины трещины, то она долж­ на быть не менее 2 мм и вместе с пазом составлять 0,45-0,55 от высоты об­ разца (ГОСТ 25.506-85), высоту образца обычно принимают 12 мм. Наиболее жёсткие требования нормативные документы предъявляют к толщине, которая должна быть не менее Р (К\с /сто,2) , где р = 2,5. Однако другие факторы: плоский излом, отсутствие утонения кромок и губ среза, даже если испыты­ вают железо пористостью несколько процентов, - указывают на достовер­ ность результатов. Так, для железа повышенной чистоты коэффициент пропорциональности р между толщиной и отношением (K\CIGQJ) составлял 0,3-0,4 /30/; для порошковой Ni-Mo-Cu стали Р = 1,6/31/; для высокопла­ стичной нержавеющей стали при П = 5 % р = 0,04 /32/; для никелевых сталей Р = 1,4 /33/.

Корректность определения К\с исследуют, варьируя толщину образцов

(табл. 1), для толщины в пределах от 4,3 до 9,1 мм Р изменяется от 0,2 до 5,5. Полученные значения не выходят за пределы доверительного интервала по­ грешности измерения, это дает основания принять оценочную величину KQ

за К\с> В таблицу также включены данные испытаний некоторых порошко­ вых сталей и сплавов. Во всех случаях толщина образца до 3 мм обеспечива­ ла удовлетворительную сходимость результатов.

Данные, представленные в таблице, доказывают инвариантность трещиностойкости по отношению к толщине. Однако это не означает, что К\с

инвариантен к размерам для всех пористых сталей и сплавов, поэтому для различных материалов влияние размерных соотношений на KQ необходимо вновь определять экспериментально.

Таблица 1

Зависимость вязкости разрушения от пористости и толщины образцов из порошковых материалов

+ 0,5 % Mo

Примечание. Из железа марки ПЖ4М2 испытаны образцы размерами 40x18,4x90 мм (П = 13 %). Технология изготовления та же, что и в примерах 1-5, К\с = =9,5 МН/м3/2 Составы 1-5, 10-47, 52-61 приготовлены на основе технического железа марки ПЖ4М2, составы 6-9,46-51 - на основе железа марки ОсЧ 6-2, составы 62-65 - на основе железного порошка марки ПЖ2МЗ.

Выбор наряду с техническими порошками особо чистого железа связан

с необходимостью свести к минимуму влияние примесей, которое продолжа­

ло оставаться невыясненным. Другие важнейшие факторы, определяющие

трещиностойкость, - характер разрушения, пористость, концентрационная

неоднородность, распределение легирующих элементов. Большинство из пе­ речисленных факторов, влияющих на зависимость K\c(Jl)9можно исключить подбором материалов и технологии изготовления образцов. Приведенные в литературе данные о влиянии пористости на вязкость разрушения противо­ речивы, например, в /34/ установлена немонотонная зависимость К\с от П

при комнатной температуре и при -180 °С, в /30,32,33,35,36-39/, напротив, отмечается монотонная зависимость К\с (П).

Авторы работы /28/ не исключают, что появление немонотонной зави­

симости К\с(П) связано с перераспределением примесей, так как при высокой пористости примесям энергетически выгодно располагаться на свободной поверхности пор, а по мере уплотнения они переходят в матрицу, концентри­

марки ОсЧ 6-2 перед прессованием отжигают 1 час в водороде при 450 °С. Содержание кислорода в спеченных образцах из железа этой марки не пре­ вышает 0,01 % по массе. Зависимость К\с (П) представлена на рис. 2.

железа марки ПЖ4М2 практически совпадает с приведенной в работе /40/. Снижение пористости сопровождается изменением характера разрушения от межчастичного к транскристаллитному вязкому ямочному рис. 4). Поэтому монотонное повышение К\с связано с уменьшением доли интеркристаллитного разрушения вследствие усиления межчастичных металлических связей. Для образцов железа этой марки установлена корреляция между K\ç и меха­ ническими свойствами (рис. 5).

В зависимости от атмосферы спекания изменяется соотношение между интеркристаллитной и внутризеренной составляющими излома. Так, после спекания по режиму 1200 °С, 4 ч в вакууме (слабо восстановительная атмо­

спекания в водороде (восстановительная атмосфера) образцы той же порис-