Закономерности формирования структуры поверхностного слоя стали Гадфильда при трении

Закономерности формирования структуры поверхностного слоя стали Гадфильда при трении

Ю.Ф. Иванов, Е.А. Алешина1, Е.А. Колубаев2, А.В. Колубаев1,2, О.В. Сизова1,2, В.Е. Громов3

Институт сильноточной электроники СО РАН, Томск, 634055, Россия 1 Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия 2 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия 3 Сибирский государственный индустриальный университет, Новокузнецк, 654007, Россия

Представлены результаты исследования структуры поверхностного слоя стали Гадфильда, образовавшегося в условиях сухого трения скольжения. Изучены особенности деформирования поверхностного слоя в зависимости от условий испытания — низкая скорость скольжения и малое давление, когда нормальные напряжения на поверхности трения значительно меньше напряжения текучести стали Г13. Методами оптической, сканирующей и дифракционной электронной микроскопии исследована дефектная субструктура в поверхностном слое. Показано, что высокая твердость поверхностного слоя обусловлена сочетанием разномасштабных дефектов. Области металла внутри зерна, разделенные дефектами мезоскопического уровня — плоскостями сдвига и двойниками, характеризуются высокой плотностью дефектов микроскопического уровня — дислокациями и микродвойниками.

Regularities of structure formation of Hadfield steel surface layer in friction

Yu.F. Ivanov, E.A. Aleshina1, E.A. Kolubaev2, A.V. Kolubaev1,2,

O.V. Sizova1,2, and V.E. Gromov3

Institute of High Current Electronics SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 1 Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia 2 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634021, Russia 3 Siberian State Industrial University, Novokuznetsk, 654007, Russia

The paper presents investigation findings for the structure of Hadfield steel surface layer formed in the conditions of dry sliding friction. We study the peculiarities of surface layer deformation depending on test conditions, namely, low sliding velocity and low pressure when normal stress on the friction surface is much lower than the yield stress of steel G13 (in the Russian designation). Methods of optical, scanning and electron diffraction microscopy are used to study the defect substructure in the surface layer. It is shown that high hardness of the surface layer is due to a combination of different-scale defects. Regions of metal within a grain divided by mesoscopic defects, such as shear planes and twins, are characterized by a high density of microscopic defects, i.e. dislocations and microtwins.

1. Введение

Анализ публикаций, в которых обсуждаются проблемы трения и изнашивания высокомарганцевой стали Гадфильда (110Г13Л), показал, что существуют несколько точек зрения на причины, обусловливающие высокую износостойкость данной стали [1-5]. Среди них наиболее часто встречаются высказывания об образовании вторичных фаз в плоскостях сдвига, которые являются эффективными барьерами, препятствующими пластическому течению. В первые годы изучения при-

роды упрочнения стали 110Г13Л при наклепе главной причиной упрочнения считали образование а-мартенси-та по линиям скольжения (мартенситная теория упрочнения стали Гадфильда). Было высказано предположение, что а-фаза образуется путем сдвига решетки аусте-нита по плоскостям (111) и (311) [3]. Однако существуют работы, отрицающие роль а-мартенсита как упрочняющего фактора. Нельзя отрицать, что при определенных температурных и деформационных условиях аусте-нит может распадаться с образованием а-фазы, но это

© Иванов Ю.Ф., Алешина Е.А., Колубаев Е.А., КЬлубаев A.B., Сизова О.В., Громов В.Е., 2006

84

не значит, что в условиях износа процесс образования мартенсита является превалирующим. Мартенсит образуется, но в таком малом количестве, что его влияние на упрочнение слишком мало. Как было установлено [1], максимальному приросту твердости не соответствует максимальный прирост количества а-фазы.

Обсуждается также и возможность образования в плоскостях скольжения е-мартенсита или карбидов. Но наибольшее распространение в последнее время получила точка зрения, основанная на том, что упрочнение поверхностного слоя стали Гадфильда непосредственно связано с деформированием и разделением зерен аусте-нита на пачки плоскостями скольжения и двойниками, в границах которых формируется дефектная структура с высокой плотностью дислокаций. Сторонники различных версий упрочнения стали Гадфильда подкрепляют свои соображения экспериментальными данными, однако до сих пор нет единой общепринятой теории упрочнения аустенитной марганцовистой стали при наклепе.

К сказанному выше следует добавить возможное влияние углерода на упрочнение стали Гадфильда, которое обусловлено не только искажениями кристаллической решетки, вносимыми атомами внедрения, и взаимодействием последних с дислокациями, но и характером перераспределения углерода в аустените в результате деформирования поверхностного слоя [6]. По мнению авторов [7], в результате деформирования при отрицательных температурах атомы углерода «уходят» на дефекты кристаллического строения решетки аустенита, образуя комплексы с атомами марганца. По-видимому, то же может происходить и при трении, что обусловливает рост микронапряжений решетки и, как следствие, повышение твердости.

В данной работе изучали дефектную структуру поверхностного слоя стали Гадфильда, с целью выявления основных закономерностей ее формирования в результате трения скольжения и установления причин интенсивного упрочнения данной стали. Основное внимание было уделено процессу трения при низкой скорости скольжения и малой нагрузке, интересного тем, что в этих условиях нормальное давление значительно ниже предела текучести, а тепловой режим на поверхности, обусловленный мощностью трения, не приводит к заметному изменению прочностных свойств материала.

2. Методы исследований

Исследования проводили на установке 2168УМТ-1 в режиме сухого трения скольжения. Схемы испытаний соответствовали сопряжениям ««вал - втулка» и ««торцевое уплотнение». В обоих случаях образцы — втулки, изготовленные из стали Г13, имели одинаковые размеры: внутренний диаметр — 31.1 мм, внешний — 39 мм, высота — 10 мм. В первом случае контртелом служил

вал диаметром 31.0 мм, изготовленный из стали 42ХМ4Ф, термически обработанной на твердость 56 HRC; во втором — диск из закаленной стали У10 (62 HRC), к поверхности которого втулка прижималась своим торцом. Кроме втулок, испытывали цилиндрические образцы диаметром 15 и 20 мм, высотой 20 мм по схеме ««диск - палец». Давление изменяли от 0.8 до 4 МПа, скорость скольжения задавали 0.02, 0.06 и 0.3 м/с. Время испытаний варьировали от 20 мин до 6 ч.

Информация о величине момента силы трения счи-тывалась с датчика через каждую секунду. Для оценки влияния трения на структуру поверхностного слоя образцов стали Г13 использовали оптическую, сканирующую и электронную микроскопию, а также рентгено-структурный анализ. Металлографические исследования выполняли на оптическом микроскопе AXIOVERT MAT-200. Рентгенофазовый анализ после испытаний на трение проводили на дифрактометре ДРОН-УМ1 по методу скользящего пучка, который позволял идентифицировать структуру в слое толщиной до 5 мкм.

Исследования тонкой структуры и фазового состава стали Гадфильда осуществляли методами сканирующей и дифракционной электронной микроскопии тонких фольг и угольных реплик на электронных микроскопах Philips SEM515 и ЭМ-125К. Фольги готовили путем электролитического утонения пластинок образца со стороны, противоположной поверхности трения. Анализировали структуру и фазовый состав как поверхности износа образца, так и частиц износа, образующихся в процессе трения.

3. Обсуждение результатов

По данным рентгеноструктурного анализа исследуемые образцы стали Гадфильда в исходном состоянии имели структуру аустенита (рис. 1, кривая 1). После

18000 -14000 -10000 -6000 -

Рис. 1. Рентгенограммы стали Г13 после испытаний на трение при скорости скольжения 0.3 м/с: 1 — исходное состояние; 2, 3, 4 — давление 0.8, 1.5 и 3.0 МПа соответственно. Стрелками показаны рефлексы фаз, образующихся в процессе трения

(111)у (200)v (220)v

40° 60° 80° 100° 29

триботехнических испытаний при давлении ~ 0.8 МПа и скорости скольжения 0.3 м/с заметных изменений в фазовом составе поверхностного слоя не произошло (рис. 1, кривая 2). На рентгенограмме присутствуют только рефлексы у-фазы, полуширины которых увеличились по сравнению с рентгенограммой исходного состояния. Расчеты показали, что в исходном состоянии размер областей когерентного рассеяния составил ~ 19 нм, а после испытаний на трение--8 нм. Следует заметить, что величина давления в сопряжении при трении не влияет на размер областей когерентного рассеяния — при более высоких нагрузках он не уменьшился, а остался равным ~8 нм.

На рентгенограммах образцов после испытаний на трение при давлении 1.5 МПа (рис. 1, кривая 3), кроме рефлексов у-фазы, появились отражения, которые на рис. 1 отмечены стрелками. Идентификация данных отражений затруднена из-за невозможности разделения отражений, принадлежащих фазам на основе железа, которые могут образовываться на поверхности при трении. Ниже будут приведены результаты дифракционной электронной микроскопии, дополняющие данные рент-геноструктурного анализа. Отметим, что образование

новых фаз свидетельствует о достаточно высоком тепловыделении в пятнах касания, вызывающем фазовые превращения. При давлении 3.0 МПа наблюдаются еще большие изменения рентгенограммы (рис. 1, кривая 4). Тем не менее, точно установить тип структур образующихся фаз не удалось. При идентификации рефлексов наиболее вероятным является существование оксидов МпБе204 и (МпБе)203.

Электронно-микроскопические исследования подтвердили существование оксидов на основе железа и марганца в поверхностном слое (рис. 2, а-г). Поверхностный слой имеет поликристаллическое строение, размеры кристаллитов изменяются в пределах от 4 до 12 нм, что подтверждает результаты рентгенострук-турного анализа.

Нижележащий слой также имеет нанокристалли-ческое строение. На это указывает как характерный крапчатый контраст светлопольного и темнопольного изображений структуры стали (рис. 2, д, е), так и кольцевое строение микродифракционной картины, полученной с данного подслоя (рис. 2, ж). Индицирование мик-роэлектронограмм позволило установить фазовый состав данного слоя стали. Было обнаружено, что непо-

Рис. 2. Электронно-микроскопическое изображение окисного слоя состава Ре20з (а-г) и примыкающего к нему подслоя металла (д-ж). Сталь 110Г13, сухое трение контртела по поверхности образца. а, в, д — светлые поля; б, г, ж — микроэлектронограммы; е — темное поле, полученное в рефлексе [002] у^е (рефлекс темного поля указан на (ж) стрелкой). Метод тонких фольг

Рис. 3. Электронно-микроскопическое изображение дефектной субструктуры стали Гадфильда, формирующейся в поверхностном слое в условиях сухого трения (Р = 4 МПа): а, в, д, ж — светлые поля; б, г, е, з — микроэлектронограммы; на (д) стрелками указаны короткие микродвойники

средственно под поверхностным слоем, содержащим оксиды, располагается нанокристаллический подслой, имеющий ГЦК кристаллическую решетку, т.е. являющийся у-фазой на основе железа (аустенитом). Рефлексов а-фазы в поверхностном слое стали не обнаружено. Тщательный электронно-микроскопический микродифракционный анализ структуры данного слоя выявил морфологически весьма разнообразную структуру на основе аустенита, формирующуюся в результате деформации (рис. 3). Выделим следующие субструктуры, расположенные по мере снижения степени деформационного преобразования стали. Во-первых, это области, имеющие нанокристаллическое строение, размеры кристаллитов которых изменяются в пределах десятка нанометров (рис. 3, а). Микроэлектронограммы данной структуры имеют кольцевое строение (рис. 3, б). При этом дифракционные кольца соответствуют кристаллической структуре у-фазы. Во-вторых, пластинчатые образования, группирующиеся в виде пакетов размерами 75.. .100 нм и являющиеся, согласно результатам микродифракционного анализа, микродвойниками (рис. 3, в, г).

В-третьих, области, характеризующиеся наличием двойников наноразмерного диапазона (рис. 3, д, е). Нанодвой-ники длиной 100.150 нм и толщиной 25.50 нм формируют пачки по трем системам двойникования. Данные наноразмерные двойники следует отнести к вторичным двойникам, так как они образуются в объемах материала, расположенных между пачками микродвойников. В-четвертых, области, сформировавшиеся в результате деления аустенитного зерна пачками микродвойников на фрагменты, внутри которых присутствует сетчатая дислокационная субструктура, скалярная плотность дислокаций которой превышает 1011 см-2 (рис. 3, ж, з). Как правило, такие области характеризуются наличием большого числа изгибных экстинкционных контуров сложной формы, что указывает на высокий уровень кривизны-кручения кристаллической решетки материала.

Очевидно, что разнообразие структур в поверхностном слое стали связано с особенностями деформации материала в условиях сухого трения. На рис. 4 приведены характерные изображения рельефа поверхности об-

Рис. 4. Поверхность трения образца стали 110Г13. Нагрузка 2

разцов стали Гадфильда, полученные методами сканирующей электронной микроскопии. Отчетливо видно, что в результате скольжения контртела по поверхности образца формируется дорожка трения, на которой присутствуют следы схватывания и глубинного вырывания металла, но микротрещины не образуются. Такой рельеф поверхности трения свидетельствует о том, что структура фольги, изготовленной из приповерхностного слоя образца, содержит структурные элементы, формирующиеся в разных условиях взаимодействия трущихся

поверхностей. Последнее обстоятельство и приводит к выявленному в настоящей работе разнообразию структур приповерхностного слоя стали.

Послойный анализ деформированного поверхностного слоя показал, что по мере приближения к поверхности изменяется дефектная субструктура — дислокационный хаос сменяется плотными дислокационными сетками (рис. 5). Быстро нарастает скалярная плотность дислокаций (рис. 6, а). Формируются дальнодействую-щие поля напряжений, что выражается в появлении на

Рис. 5. Электронно-микроскопическое изображение дефектной субструктуры стали Гадфильда в исходном состоянии

Рис. 6. Зависимость от расстояния до поверхности трения X скалярной плотности дислокаций р (а), величины кривизны-кручения кристаллической решетки % (б, кривые 1, 3) и линейной плотности изгибных экстинкционных контуров р^ (б, кривые 2, 4), величины азимутальной разориентации элементов дефектной субструктуры Да (в, кривые 1, 2) и продольных размеров фрагментов микродвойников d (в, кривые 3, 4), толщины h (г, кривые 3, 4) и плотности р дв (г, кривые 1, 2) пачек микродвойников

электронно-микроскопических изображениях структуры стали изгибных экстинкционных контуров (рис. 5). По мере приближения к поверхности трения увеличивается плотность изгибных экстинкционных контуров (рис. 6, б, кривые 2, 4). Последнее свидетельствует об увеличении в структуре стали количества концентраторов напряжений. Как правило, концентраторами напряжений являются границы и стыки границ зерен и микродвойников. Одновременно с ростом плотности изгибных экстинкционных контуров стремительно уменьшаются их поперечные размеры (толщина). Исходя из оценок, выполненных в [8], это свидетельствует о росте величины амплитуды кривизны-кручения кристаллической решетки матрицы (рис. 6, б, кривые 1, 3).

Наряду с ростом и преобразованием дислокационной субструктуры деформирование стали Гадфильда в условиях сухого трения скольжения сопровождается микродвойникованием (рис. 5), тогда как исходная структура стали на глубине ~ 700 мкм практически не содержит микродвойников. На расстоянии ~ 200 мкм от поверхности трения наблюдается формирование в основном одиночных микродвойников по двум-трем системам (рис. 5, б). На глубине ~ 130 мкм и меньше микродвойники образуют пачки, состоящие из некоторого количества (3-8) параллельных друг другу микродвойников (рис. 5, г). По мере приближения к поверх-

ности трения толщина пачек микродвойников и линейная плотность их расположения в зерне быстро увеличиваются (рис. 6, г).

Деформирование стали Гадфильда при трении сопровождается также фрагментацией микродвойников (рис. 5, г). Особенно ярко данный процесс проявляется при взаимодействии микродвойников двух систем (рис. 5, д, область взаимодействия пачек микродвойников выделена овалом), формируя фрагменты, размеры которых составляют доли микрометра (рис. 6, в, кривые 3, 4). Образование таких фрагментов, средний размер которых уменьшается по мере приближения к поверхности трения, сопровождается азимутальным размытием дифракционных пятен (рис. 5, е). Оценки величины азимутальной составляющей угла полной раз-ориентации, выполненные путем анализа микроэлект-ронограмм [9], показывают, что по мере приближения к поверхности трения данный параметр структуры стали быстро увеличивается (рис. 6, в, кривые 1, 2).

Интересно сопоставить картину деформирования стали Гадфильда, которая наблюдается на торцевой поверхности втулок в виде деформационного рельефа (рис. 7), с изменением твердости по глубине образца (рис. 8). Предварительно торцевые поверхности втулки были тщательно отполированы. Небольшие давления — 2 и 4 МПа, при которых проводили испытания, в усло-

Рис. 7. Рельеф торцевой поверхности втулки из стали Гадфильда в зоне трения скольжения. Давление 2

виях статики не могли бы вызвать подобной деформации. Но при трении полосы скольжения, характерные для деформированной стали Г13, наблюдаются на глубине до ~ 1 мм при давлении в сопряжении 2 МПа и достигают глубины более 2 мм при давлении 4 МПа.

Микротвердость измеряли как на боковой поверхности, на которой образовался рельеф, так и в поперечном сечении образцов после разрезания втулок. И в том, и в другом случаях значения микротвердости совпали. На рис. 8 показаны кривые изменения микротвердости в поперечном сечении образцов в зависимости от глубины. Из представленных зависимостей следует, что увеличение давления в сопряжении от 2 до 4 МПа привело к незначительному росту толщины слоя. Сопоставляя рис. 7 и 8, видим, что глубина деформированного слоя, определенная по измерениям микротвердости, не совпадает с глубиной, на которой наблюдаются полосы скольжения. По внешнему виду деформационного рельефа в зоне с низкой твердостью нельзя сказать, что он существенно отличается от рельефа, где твердость высокая. Полученный результат свидетельствует о том, что микротвердость чувствительна к деформационной струк-

Рис. 8. Микротвердость поверхностного слоя после

туре, сформированной на микроскопическом уровне, в сочетании с мезоскопической деформацией, тогда как деформационный рельеф на боковой поверхности отражает лишь мезоскопический уровень деформации. Возможно также, что на формирование слоя с повышенной твердостью влияет фрикционный нагрев, который при низкой мощности трения локализуется вблизи пятен касания. Градиент температуры и механические напряжения могут вызвать перераспределение углерода на деформационных дефектах, что вызовет снижение подвижности дислокаций и, следовательно, повышение твердости.

Объяснение мезоскопической деформации на такой большой глубине можно дать с позиции возбуждения упругих волн. Механизм их возбуждения связан со схватыванием в пятнах касания и нарушением устойчивости процесса трения. При невысоких средних напряжениях на поверхности трения в пятнах касания развиваются давления, сравнимые или превышающие напряжение текучести исследуемой стали. Эти давления при сухом трении обеспечивают высокие тангенциальные напряжения, которые вызывают пластический сдвиг или срез

2 -Ц--1--1--1--1-—*

О 200 400 600 800 мкм

на трение. Давление в сопряжении 2

материала в локальной области контакта. Касательные напряжения уменьшаются скачком, и в глубь среды распространяются волны напряжений с амплитудой, близкой по величине к напряжению текучести материала узла трения. Для стали Г13, у которой напряжения сдвига различаются в зависимости от кристаллографической ориентации зерен, на пути упругой волны могут оказаться зерна с благоприятной ориентацией плоскостей легкого скольжения. Периодически повторяющиеся упругие возбуждения способны привести к деформированию отдельных зерен стали Гадфильда даже при относительно низком среднем давлении и малой скорости скольжения. Что это действительно так, подтверждает деформационный рельеф на боковой поверхности, показанный на рис. 7, а. Этот процесс — взаимодействие волны напряжений с отдельным зерном — является обратным процессу возбуждения акустической эмиссии при деформировании.

Повышение давления при трении не приводит к возрастанию напряжений в пятнах касания, но увеличивает их количество [10]. Интенсивность упругих воздействий возрастает, что является причиной более высокой степени деформирования поверхностного слоя (рис. 7, б). Кроме того, увеличение общей площади контакта вызывает согласованный сдвиг больших объемов материала в поверхностном слое. В результате, к высокочастотным колебаниям добавляются колебания с относительно низкой частотой, которые являются собственными для деталей узла трения. Эти колебания могут проявляться в виде звуковых волн, воспринимаемых человеком в виде вибраций узла трения низкой частоты. Такое развитие процесса подтверждается исследованиями звука при трении стали Г13 с разными давлениями в сопряжении [11, 12].

7. Заключение

Из рассмотренного в данной статье материала следует, что структура поверхностного слоя стали Гадфиль-да в процессе трения претерпевает изменения, которые могут быть вызваны высоким уровнем действующих в системе напряжений. При относительно малом среднем давлении в сопряжении наблюдаемые изменения структуры обусловлены упругими возбуждениями с амплитудой, достаточной для осуществления сдвиговой деформации в отдельных зернах. Из-за высокой частоты возбуждений (до 105) значительные деформации в поверхностном слое (е >> 1) накапливаются уже в течение

нескольких секунд. Толщина деформированного слоя определяется расстоянием, на котором упругие волны затухают. Полученное в данной работе несоответствие толщины слоя с повышенной твердостью глубине деформированной зоны, определяемой по деформационному рельефу на торцевой поверхности образцов, обусловлено разным характером формирования дефектной структуры поверхностного слоя. Высокая твердость имеет место там, где существуют разномасштабные

дефекты--мезоскопические (плоскости сдвига и

двойники) и микроскопические (дислокации и микродвойники внутри пачек плоскостей скольжения и двойников).

Работа выполнена при поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (проект № 06-08-00105-а).

Литература

1. Богачев И.Н., Еголаев Б.Ф. Структура и свойства железомар-ганцевых сплавов. - М.: Металлургия, 1973. - 296 с.

2. Богачев И.Н., Коршунов Л.Г., Хадыев М.С. и др. Исследование упрочнения и структурных превращений в стали 110Г13 при трении // ФММ. - 1977. - Т. 43. - № 2. - С. 380-387.

3. КоршуновЛ.Г., БогачевИ.Н., АверинЮ.И. и др. // Влияние мартен-

ситного у ^ а превращения на кинетику упрочнения и сопротивление разрушению поверхности трения аустенитных сталей при полидеформационном характере изнашивания // ФММ. - 1980. -Т. 49. - № 1. - С. 113-120.

4. Штремель М.А., Коваленко И.А. О механизме упрочнения стали Гадфильда // ФММ. - 1987. - Т. 63. - № 1. - С. 172-181.

5. Коршунов Л.Г. Структурные превращения при трении и износостойкость аустенитных сталей // ФММ. - 1992. - № 8. - С. 3-21.

6. Каракишев С.Д., Попцов М.Е., Рябухина О.М. Распределение атомов углерода в решетке стали Гадфильда // Термическая обработка и свойства металлов. - Свердловск: УПИ, 1983. -С. 35-40.

7. Шабашов Б.А., Коршунов Л.Г., Балбохин Ю.В. Мессбауэровское исследование структуры стали 110Г13, деформированной в условиях трения // ФММ. - 1989. - Т. 67. - № 6. - С. 1197-1203.

8. Громов В.Е., Козлов Э.В., Базайкин В.И., Целлермаер В.Я., Иванов Ю.Ф. и др. Физика и механика волочения и объемной штамповки. - М.: Недра, 1997. - 293 с.

9. Хирш П., Хови А., Николсон Р. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов. - М.: Мир, 1968. - 574 с.

10. Рубцов В.Е., Псахье С.Г., Колубаев А.В. Изучение особенностей формирования контакта шероховатых поверхностей на основе метода частиц // Письма в ЖТФ. - 1998. - Т. 24. - № 5. - С. 28-32.

11. Колубаев А.В., Колубаев Е.А., Вагин И.Н., Сизова О.В. Генерация звука при трении скольжения // Письма в ЖТФ. - 2005. - Т. 31. -№ 19. - С. 6-13.

12. Колубаев Е.А., Колубаев А.В., Сизова О.В., Рубцов В.Е., Вагин И.Н., Попов В.Л. Особенности динамики трения стали Гадфильда // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. - № 4. - С. 49-57.