11. Износостойкость сталей

Стали в зависимости от структуры можно расположить по возрастающей износостойкости в следующем порядке: Перлит + Феррит; Перлит; Перлит + Цементит; Мартенсит; Мартенсит + Цементит.

В условиях ударно-абразивного усталостного износа мартенситная структура стали оказывается наиболее износостойкой; однако стали с высокой твердостью и низким уровнем пластичности в условиях изнашивания склонны к хрупкому выкрашиванию. В этом случае проявляется краевой эффект - выкрашивание периферийных участков образца.

В процессе износа структура металла активного слоя и его свойства изменяются. Может осуществляться мгновенный местный нагрев металла поверхности трения, а при выходе из контакта – охлаждение. В зависимости от сочетания процессов механического и термического воздействия и степени их интенсивности в структуре может иметь место целая гамма переходов  и, в частности, выпадение или растворение избыточной фазы, быстро протекающие диффузионные процессы, способствующие местному изменению химического состава, и в результате этого вторичная закалка или отпуск; процессы рекристаллизации, коагуляции и коалесценции карбидов и др. Часть этих процессов как рекристаллизация и коагуляция, приводит к снижению износостойкости металлов. Из-за очень малого времени, в течение которого происходит нагрев и охлаждение могут образовываться промежуточные неравновесные структуры.

Основные вторичные структуры, образующиеся при трении: вторичный аустенит образуется на базе исходной мартенситной структуры и часто при наличии остаточного аустенита, обладает более высокой микротвердостью, чем исходный; вторичный мартенсит - продукт распада вторичного аустенита, микротвердость  850-925 кгс/мм² и выше, обладает более высокой травимостью; "белая зона" - структура, образующаяся при локальном импульсном силовом и тепловом воздействии, обладает высокой микротвердостью 900-1300 кгс/мм², не травится в обычном реактиве.

Степень упрочнения слоев зависит от структуры стали. К примеру: упрочнение поверхностных слоев ст.45 с мартенситной структурой составляет 25%, а со структурой феррит + перлит 10%. Следовательно, наибольшее упрочнение для ст.45 наблюдается при мартенситной структуре. Высокоуглеродистые стали с мартенситной структурой наклёпываются сильнее. Это по-видимому можно объяснить тем, что кроме упрочнения от пластической деформации происходит упрочнение от превращения остаточного аустенита в мартенсит и дисперсионного твердения мартенсита.

Таким образом, износостойкость металла определяется не только структурой металла в исходном состоянии (до трения), но и структурой, формирующейся в результате совокупности единичных процессов, происходящих при трении.

По сравнению с мартенситом аустенит является менее износостойкой структурой. Однако, являясь значительно более вязким, аустенит способствует хорошему удержанию карбидов. При этом более износостойкими являются сплавы с нестабильной аустенитной матрицей, поскольку в поверхностных слоях в процессе износа происходит превращение аустенита в мартенсит, создание внутренних сжимающих напряжений, выделение мелкодисперсных карбидов по плоскостям скольжения и т.д.

Изучение влияния широкого диапазона микроструктур сталей 45,У8,У12,20Х, 18ХГТ, 12ХНЗМА, полученных при различных режимах термической обработки на износостойкость, показало следующее:

- износостойкость перлита, сорбита и троостита определяется степенью дисперсности цементитных частиц; чем тоньше структура при заданном химсоставе, тем выше износостойкость стали;

- износостойкость мартенситной составляющей определяется содержанием в ней углерода: чем больше углерода, тем выше износостойкость стали. Заэвтектоидная сталь со структурой мартенсит + избыточные карбиды обладает меньшей износостойкостью, чем та же сталь с чисто мартенситной структурой;

- наличие в структуре стали остаточного аустенита не снижает ее сопротивление абразивному изнашиванию, что объясняется превращением аустенита в высоколегированный мартенсит в объемах, подвергающихся абразивному изнашиванию;

- при отсутствии в структуре стали остаточного аустенита износостойкость ее определяется износостойкостью структурных составляющих, с учетом их количественного соотношения;

- если в процессе изнашивания в материале поверхностного слоя протекают структурные изменения или фазовые превращения, то износостойкость будет определяться свойствами конечных продуктов превращения.

Сопротивляемость отдельных структурных составляющих пластической деформации и разрушению при микроударном воздействии отражают данные, приведенные в табл. 11.1.

Таблица 11.1

Сопротивляемость структурных составляющих железоуглеродистых

сплавов микроударному разрушению

Структура	Сплав	НВ	Потери массы образца за 10 час испытаний, мг
Феррит	Нелегированный Легированный хромом – 25% молибденом – 2%	80 168 153	996,4 284,8 168,2
Аустенит	Никелевый – 25% (С – 0,82%) Никелевый – 9% (хром – 18%, С – 12%) Марганцевый – 12% (хром – 14%, С – 0,23%)	170 179 183	218,3 198,6 64,4
Перлит	Нелегированный Легированный хромом - 0,8%, никелем - 1,5%; никелем - 1,5%, молибденом - 0,8%; хромом - 1,0%, ванадием - 0,5%	235 248 255 241	246,5 204,8 198,2 242,3
Сорбит Троостит Бейнит	Нелегированный	302 430 460	164,9 89,5 44,2
Мартенсит (Углерод более 1%)	Нелегированный Легированный хромом – 12%, ванадием - 0,8%; хромом – 12%, молибденом - 0,6%; хромом – 12%	683 627 652 683	69 8,2 5,9 7,5

Каждый тип матрицы и упрочняющей фазы характеризуется предельной величиной энергии, в момент поглощения которой происходит образование трещины, или отрыв микрообъема металла от монолита.

Исследования энергоемкости и износостойкости различных сплавов показало, что сплавы со стабильной матрицей - ферритной, аустенитной - могут поглотить, не разрушаясь, малое количество энергии. Они обладают малой износостойкостью даже при большой степени легированности и значительном содержании карбидов. Сплавы с нестабильной аустенитной основой, способные к структурным и фазовым превращениям, при деформации поверхности абразивами в процессе изнашивания оказываются более износостойкими, т.к. на превращения, вызванные воздействием, абразивов, уходит значительное количество энергии.

Среди трех групп твердых соединений (карбиды, бор иды, нитриды) наиболее энергоемкой является карбидная группа. Способность поглощать энергию при механическом нагружении сильно развита у карбидов и боридов с ГЦК и ГП - решеткой типа ТаС, ТiС, WC, NdB₂ и iТВ₂. Им уступают карбиды кремния, бора и все нитриды. Еще меньшей энергоемкостью, а следовательно, и меньшей способностью сопротивляться разрушению обладают карбиды цементитного типа, наименее энергоемкими являются карбиды хрома.

Представляет интерес исследование изменения износостойкости сталей и сплавов при введении в них диборидов титана, циркония, гафния, обладающих повышенной энергией, разрушения и свободной энергией образования по сравнению с другими боридами, нитридами.

Бориды металлов IV-VI А групп периодической системы элементов обладают высокими значениями температуры плавления, твердости, модуля упругости.

Известно, что при наличии на бинарных диаграммах особых точек, например максимумов, в расплавах обнаруживаются группировки, по составу сходные с конгруэнтно плавящимися соединениями. Чем выше температура плавления таких соединении, чем острее максимумы, тем прочнее связи между атомами элементов, составляющими эти группировки. Имеются данные о том, что если два элемента образуют прочные соединения между собой, то и находясь в растворенном состоянии в жидком железе, они могут объединиться в группировки, подобные молекулам такого соединения. Так например, на диаграмме состояния Мn-Р четко выражен максимум при составе, отвечающем соединению Мn₃-Р₂. Присутствие марганца в сплавах Fe-H, Fe-C-P и Fe-C-P-O столь существенно изменяет природу раствора, что фосфор перестает быть поверхностно-активным элементом. Он настолько прочно связывается с марганцем в группировки, вероятно, подобные молекулам Мn₅Р₂, что это даже сказывается на способности его к окислению.

Бор известен как элемент, образующий с рядом металлом многочисленные соединения. Высокая температура плавления и форма максимумов боридов Ti, Zr, Hf и, особенно типа МnВ₂ свидетельствует о их высокой прочности. Для того, чтобы дать представление о прочности боридов переходных металлов IV и V периодов в табл.11.2 приведены данные о величине изменения изобарно-изотермического потенциала образования их из компонентов, которые имеются в технической литературе. Для сравнения в таблице приведены данные по боридам, оксидам и нитридам.

Таблица 11. 2

Изменение изобарно-изотермического потенциала образования

при 1900 К, температуры плавления боридов, оксидов и нитридов

Соединение	Изменение изобарно- изотермического потенциала	Температура плавления	Источники
Бориды
TiB2 ZrB2	-270,255 -242,102 -271,362	3193	Куличков 4 Войтович 5 Войтович 5
Нитриды
AlN BN TiN	-118,115 - 81,286 -148,808 -159,656 -180,170 -200,043	2273 3273 3223 3223 3223	Эллиот 6 Эллиот 4 Куличков 6 Войтович 5 Куличков 4 Войтович 5
Оксиды
TiO2	-343,252	2143	Эллиот 6

Из данных табл.11.2 следует, что при температуре 1900 К изменения изобарно-изотермического потенциала реакции образования боридов Ті и больше по отрицательной величине, чем у реакций образования нитридов и приближаются к величине 1900 реакции образования ТіО₂. Учитывая, что имеются надежные данные о выделении нитрида и окисла титана непосредственно в жидкой стали, можно предполагать возможность образования в жидком металле боридов Тi и Zr при совместном присутствии их в расплавленном металле в соотношениях концентраций, соответствующих наиболее устойчивым боридам ТiВ₂ и ZrВ₂.

Из диаграмм состояния бора с железом и легирующими элементами следует, что бор обладает очень низкой растворимостью в этих металлах и образует на участках диаграммы состояния металл низкий по бору борид – эвтектику с достаточно высокой температурой плавления. Эта эвтектика, не подверженная структурным превращениям, которые вызывают охрупчивание стали: при повышенных температурах, повышающая жаропрочность аустенитных сталей и снижающая ее склонность к коррозионному растрескиванию, является упрочняющей фазой в аустенитных сталях, и сплавах с повышенной концентрацией бора. Сопоставление свойств боридов со свойствами карбидов и нитридов показывает, что бориды обладают более высокими показателями твердости, стойкости против окисления при высоких температурах, а также износостойкости. Такое сочетание свойств обусловлено особенностями кристаллической структуры и прочностью межатомных связей; в отличие от карбидов и нитридов, для которых характерны связи металлического или полного типа, атомы бора образуют сплошные решетки преимущественно с ковалентной связью. Структура и свойства, сплавов переходных металлов с боридами изучены чрезвычайно мало. Исследованиями Тихонович установлено существование зависимости антифрикционных свойств от физико-механических свойств сплавов. Следовательно, должна существовать корреляция между антифрикционными свойствами сплавов и их диаграммой состояния.

Железо с диборидом титана образует диаграмму состояния эвтектического типа. Эвтектика плавится при 1250°С и содержит 1,5-2 мол % ТiВ₂.

Рядом авторов изучался вопрос износостойкости сплавов на основе железа с диборидами титана, и циркония. Изучаемые сплавы имели доэвтектический, эвтектический или заэвтектический состав.

Износостойкость определялась на сплавах в литом и отожженном состояниях. Причем, термическая обработка не повлияла на износостойкость, что, вероятно, объясняется малой растворимостью диборидов в железе и их повышенной термостойкостью.

Во всех исследованных системах (Fе-Тi(Zr)-В) наблюдалась одинаковая закономерность изменения значения коэффициента трения. Минимальное значение коэффициента трения приобретает система в случае сплавов эвтектического состава. Отклонение состава сплава в доэвтектическую или заэвтектическую области приводит к увеличению значения коэффициента трения.

При этом, появление в структуре фаз внедрения, входящих в состав эвтектики, приводит к уменьшению изнашивания, а при достижении определенной доли твердой фазы в структуре сплава (эффектная объемная доля) интенсивность изнашивания устанавливается на одном уровне и практически не меняется при дальнейшем увеличении, количества твердой фазы.

Подобное изменение интенсивности изнашивания можно объяснить тем, что по мере увеличения объемной доли твердой фазы в структуре сплава происходит перераспределение площади реального контактирования между матрицей, и упрочняющей фазой. При определенном содержании объемной доли твердой фазы, зависящей от удельной энергии разрушения, практически весь контакт с контртелом осуществляется через твердую фазу, поэтому дальнейшее увеличение количества твердой фазы не приводит к существенному изменению интенсивности изнашивания. В исследованных сплавах объемная доля боридной фазы не превышала 25%.

В доэвтектических сплавах первичные кристаллы железа, образуют нефасетованные дендриты. Боридная фаза в этих сплавах присутствует как составляющая эвтектики.

В эвтектическом сплаве Fе-ТiВ₂ боридная фаза в каждой эвтектической колонии представляет собой единое образование; в сечении - шестигранной формы.

В заэвтектических сплавах бориды образуют избыточные первичные кристаллы.

Первичные боридные фазы во всех сплавах окружены эвтектикой. Во всех исследованных сплавах эвтектика имеет колониальное строение. Зарождающейся и, по-видимому, ведущей эвтектическую кристаллизацию фазой является боридная фаза.

Сочетание мягкой металлической матрицы с твердыми боридными включениями при довольно большой: объемной доле придает сплавам повышенную прочность и износостойкость. Испытания сплавов железа с диборидом титана на износостойкость в условиях сухого трения в паре с износостойким хромистым чугуном показали, что эвтектический сплав имеет высокую износостойкость, превышающую износостойкость чистого железа в 100 раз.

Суммарный износ образца и контртела при эвтектическом составе имеет минимальные значения, соизмеримые с данными для применяющихся в промышленности сталей, работающих в условиях сухого трения скольжения.

Рис. 11.3. Закономерность изменения коэффициента трения и интенсивности изнашивания при трении скольжения в системах Fe-TiB₂; Fe-ZrB₂; Fe-HfB₂

а– схема политермических сечений;

б – изменение интенсивности изнашивания;

в – изменение коэффициента трения.

Рекомендуется применение данных сплавов для изготовления деталей, работающих в условиях трения скольжения и коррозии, методом литья без дополнительной термообработки или какой-либо иной обработки образцов. Обязательным условием для обеспечения высокой износостойкости является получение в процессе кристаллизации регулярном дисперсной структуры эвтектического типа.