Рентгенографическое исследование стали 38ХС, подвергнутой фрикционно-электрическому модифицированию

УДК 678.5

Рентгенографическое исследование стали 38ХС, подвергнутой фрикционно-электрическому модифицированию

В. Р. Эдигаров, И. Ю. Килунин

Введение

Надежность и ресурс машин и технологического оборудования в значительной степени зависят от работоспособности и срока службы узлов трения. Надежность узлов трения (три-босопряжений) определяется главным образом их износостойкостью, которая зависит от эксплуатационных свойств материалов, из которых они изготовлены, и качества сопряженных поверхностей.

В последние годы разработано много различных методов повышения износостойкости деталей узлов трения. Большинство из них, по сути, являются методами поверхностного упрочнения путем модифицирования структуры поверхностного слоя материала [1]. Одним из перспективных методов повышения износостойкости узлов трения машин является предлагаемая комбинированная фрикци-онно-электрическая обработка с использованием поверхностно-активных модификаторов (ФЭМ). Она представляет собой высокоэнергетическое воздействие через промежуточную среду-модификатор в смеси с поверхностно-активными веществами на исходную структуру поверхностного слоя с целью сформировать заданные физико-механические свойства с высокими триботехническими характеристиками. Данный метод является развитием метода электромеханической обработки с поверхностным пластическим деформированием образцов в условиях трения скольжения при одновременном пропускании постоянного электрического тока через зону контакта детали и инструмента [1].

В данной статье представлено исследование физических причин и закономерностей структурной модификации стали в результате фрикционно-электрического модифицирования поверхностного слоя образцов из стали 38ХС.

Методика исследования

В качестве объекта исследования была выбрана легированная сталь 38ХС (ГОСТ 454371). Для обработки была создана специальная установка (рис. 1), состоящая из токарно-винторезного станка модели ИТ-1М (завод «Ивановостанкоремонт», Иваново), источника постоянного тока типа ВАКГ-12/6-630-4 (ОАО «Завод "Инвертор"», Оренбург), твердосплавного инструмента с тороидальной рабочей поверхностью, токопроводящих щеток с прижимными пружинами и изолирующими пластинами. На установке обрабатывается наружная цилиндрическая поверхность образца, закрепленного на оправке с помощью гайки. Оправку закрепляют в трехкулачковом патроне токарно-винторезного станка. Пружинная державка устанавливается в резцедержатель. Корпус пружинной державки изолируется от массы станка тремя текстолитовыми пластинами и закрепляется в резцедержателе винтами. Для проведения ФЭМ были приняты следующие режимы: величина силы тока I = 400 - 600 А, скорость обработки V = 0 - 40 м/мин, величина деформирующей силы Р = 400 - 800 Н, число ходов инструмента N = 2. При этом в процессе обработки на поверхность наносился модификатор — смесь порошков различных твердых смазок с глицерином. В качестве твердых смазок-модификаторов использовались дисперсные порошки скрытокристаллического графита (СКГ), дисульфида молибдена, меди, оловянисто-свинцовистой бронзы и их смеси в различных пропорциях. После применения ФЭМ очистка стального образца от продуктов деструкции глицерина не проводилась для сохранения поверхностно-активных веществ на поверхности трения.

На первом этапе выполняли исследование влияния различных модификаторов на скорость изнашивания пары трения, влияния

8

9

10

11

12

15

14

13

Рис. 1. Схема установки для комбинированного фрикционно-электрическо-го модифицирования (ФЭМ):

1 — токарно-винторезный станок; 2 — трехкулачковый патрон; 3 — изолирующие пластины; 4 — пружинами; 5 — токопроводящие щетки; 6 — устройства подачи модификатора; 7 — оправка; 8 — образец; 9 — шайба; 10 — гайка; 11 — инструмент; 12 — резцедержатель; 13 — текстолитовые пластины; 14 — пружинящая державка; 15 — источника тока; п — частота вращения трехкулачкового патрона станка, об/мин; $ — продольная подача инструмента, мм/об; Р — усилие прижатия инструмента к обрабатываемой поверхности или деформирующая сила, Н

режимов комбинированной ФЭМ на ее эффективность. Структурно-фазовый состав поверхностного слоя и его изменение в процессе модификации и трения изучали методом рент-геноструктурного анализа. Дифрактограммы с поверхностей исследуемых образцов получали на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3М в медном фильтрованном излучении (длина волны излучения у = 0,154 нм), при двух режимах съемки (табл. 1). Режим I использовался для снятия дифрактограмм во всем диапазоне брэгговских углов (29 = 20° ^ 100°), режим II — для снятия основных самых сильных рефлексов дифрактограмм в интервале углов 29 = 42° - 46°.

Для определения фаз, присутствующих в поверхностном слое образцов, выделялись ря-

ды межплоскостных расстояний dHKL, где H, K, L — индексы отражающей плоскости (или индексы отражения), свойственные хорошо известным и предполагаемым для этих образцов фазам, сопоставляли экспериментальные значения d3 с табличными dHKL, указанными в [3, 4]. После испытаний образцов на трение также снимали дифрактограммы и определяли фазовый состав.

Расчет параметров кристаллической решетки a-Fe, основной фазы стали 38ХС, производился по формуле [5]

a = X /(2 sin 0)VH2 + K2 + L2 ,

Таблица 1

Режимы съемки

Параметр Режим I Режим II

Скорость вращения счетчика, град./мин Юстировочная щель, мм Рабочая шкала, имп/с 1,0 1,00 х 0,25 400 0,5 1,00 х 0,25 1000

где а — параметр кристаллической решетки. Последний вычислялся по рефлексу (линия (211) в дальних углах (29 = 82° 40')).

Анализ тонкой структуры объектов, испытавших высокоэнергетическое воздействие, выполняли методом анализа профиля дифракционных пиков. В данных исследованиях для простоты анализа предполагалось, что уширение линий полностью обусловлено изменением размеров областей когерентного рассеяния (ОКР). Тогда размер кристалли-

1

2

4

3

5

6

WiinOOK

тов D в ОКР можно производить по формуле Шеррера [5]:

D = 0,9 X /V B2 - b2 cos 0,

где В — полуширина линии исследуемого вещества; b — полуширина эталонной линии. Полуширина рефлекса (110) — индекс интерференции линии a-Fe — определялась из фрагмента рентгенограмм, снятых в режиме II.

По результатам расчетов параметров D оценивалась эволюция развития дислокационной структуры образцов [6]. Исходя из размеров ОКР, площадь дислокаций р оценивалась по формуле [7]

р = 3n/D2,

где n — число дислокаций на каждой из шести равных граней блока.

Нижний предел плотности дислокаций в поверхностном слое образца после фрикционно-электрического модифицирования pD оцениваем по предположению, что по каждому ребру блока расположена одна дислокация (n = 1), тогда

Pd = 3/D2;

Pd/Pdo =

где pDo — плотность дислокаций в поверхностном слое необработанного образца; D0 — размер кристаллитов в поверхностном слое необработанного образца.

Выражения (4) и (5) позволяют оценочно проследить характер изменения дислокационного строения, происходящего в результате фрикционно-электрического воздействия при ФЭМ, а также в результате трения о бронзовое контртело. Однако данный метод не учитывает реальный характер строения субграниц из-за принятого допущения (n = 1).

Исследование напряжений в поверхностном слое производили в приближении плосконапряженного состояния. В этом случае суммарные тангенциальные напряжения можно определить по формуле

S + a2 = - E / ji

где a1, a2 — тангенциальные напряжения; s1 + s2 — суммарное тангенциальное напряжение; Е — модуль упругости первого рода; j — коэффициент Пуассона; Ad/d — относительное изменение межплоскостного расстояния для рассматриваемой линии на дифракто-грамме по отношению к положению соответствующей линии ненапряженного образца.

Результаты эксперимента

и их обсуждение

Анализ полученных результатов предварительных исследований первого этапа показал, что наименьшую скорость изнашивания обеспечивают образцы, модифицированные СКГ и дисульфидом молибдена. У образцов, для которых применялись данные модификаторы, было выявлено упрочнение поверхностного слоя на глубине до 250 мкм. Анализ результатов экспериментальных исследований показал, что режимы энергетического воздействия оказывают неодинаковое влияние на механические свойства поверхностного слоя модифицируемых образцов и триботехнические свойства пары трения. Металлографический анализ микроструктуры образцов, исходных и модифицированных, показал, что вследствие высокоскоростного нагрева и охлаждения в тонком поверхностном слое при ФЭМ формируются мелкозернистая мартенситная структура и тончайшая, не нетравящаяся обычными способами светлая зона глубиной до 0,1 мм.

В целях подтверждения результатов металлографического анализа и выяснения механизма структурной модификации стали 38ХС проводили рентгенографирование исходных и модифицированных стальных образцов до и после испытания на трение с бронзовым контртелом.

На рис. 2 приведены дифрактограммы исходных поверхностей стальных образцов после ФЭМ при силе тока, равной 500 А, в сравнении с исходным образцом из стали 38ХС. В присутствии модификатора Мо82 исходная поверхность образца 38ХС не содержит отдельной кристаллической фазы дисульфида молибдена. При высокоэнергетическом воздействии электрическим током дисульфид молибдена распределяется в поверхностном

30 40 50 60 70 20

Рис. 2. Дифрактограммы поверхностного слоя образцов из стали 38ХС:

1 — исходная поверхность; 2 — поверхность образцов, модифицированных МоВ2; 3 — поверхность образцов, модифицированных СКГ

слое стали в виде сетчатой структуры, которая рассеивает рентгеновские лучи диффуз-но. В присутствии модификатора СКГ исходная поверхность стали 38ХС содержит вторичную фазу карбида железа (Ее3С), которая образуется в условиях воздействия высокой температуры.

Дифрактограммы поверхностей трения представлены для образцов с модификаторами Мо82 (рис. 3, а) и СКГ (рис. 3, б). В процессе ФЭМ образцов изменяли только один технологический фактор — значение силы тока. Скорость скольжения инструмента по обрабатываемой поверхности и сила давления инструмента оставались постоянными.

Сравнительный анализ показывает, что у образцов, модифицированных Мо82, после трения появляются вторичные фазы меди и дисульфида молибдена, причем с увеличением энергетического воздействия током дифракционные линии Мо82 проявляются все отчетливее. Медь переносится с бронзового контртела на стальной образец и проявляется хорошо, в виде отдельной фазы, при всех значениях силы тока.

По сравнению с исходной поверхностью у образцов, модифицированных СКГ, на по-

a)

MoS.

a-Fe

a-Fe

30 40 50 б) Cu Fe3C _ a-Fe

60

70

80 20

30

40

50

60

70

80 20

Рис. 3. Дифрактограммы поверхностного слоя образцов 38ХС, модифицированных Мо82 (а) и СКГ (б), в зависимости от режимов ФЭМ при изменении силы тока I, после трения с бронзовым контртелом: 1 — исходная поверхность; 2 — I = 400 А; 3 — I = 500 А; 4 — I = 600 А

верхностях трения наблюдается фаза меди, а при токе 500 и 600 А проявляется рефлекс графита. Вторичная фаза Fe3C присутствует на всех дифрактограммах.

При сопоставлении дифрактограмм образцов, для которых использовались разные модификаторы, в области самых сильных рефлексов видно, что интенсивность линии Си значительно выше на образцах, обработанных с модификатором СКГ. Видимо, присутствие СКГ в модификаторе способствует более легкому переносу меди с бронзового контртела на поверхность трения стального образца.

Режим II съемки дифрактограмм позволил определить размер блоков кристаллитов a-Fe в поверхностных слоях образцов по ушире-нию рефлексов. Результаты расчетов представлены в табл. 2.

Параметр кристаллической ячейки a-Fe, экспериментально определяемый по рефлексу (210), имеет среднее значение аэ = 0,2866 нм, что совпадает с табличным значением ат = = 0,2866 нм. По отношению к среднему значению разброс значений составляет 2,00 %, это обычная относительная погрешность в расчете параметров ячейки в рентгеноструктур-ном анализе.

При анализе тонкой структуры оценивалась величина полуширины рефлексов (110). За полуширину эталона принято значение полуширины эталонного рефлекса А(20)оэт для рефлекса (110) изогнутой поверхности образца стали 38ХС, равное 0,29°. Среднее значение для образцов, модифицированных Мо82, составило 0,48°, а для образцов с СКГ — 0,64°. Для стали 38ХС соответствующие отклонения от табличного значения (0,42°) составили примерно 15,00 и 52,00 %. Более значительное уширение рефлексов наблюдается для образцов, модифицированных с СКГ. Кроме того, если в образцах с Мов2 уширение рефлексов происходит в основном в процессе трения, то в образцах с СКГ уширение рефлекса наблюдается и в исходной поверхности, и после испытания трением.

Уширение рефлекса a-Fe связано с изменением размеров кристаллитов, его значения, рассчитанные по формуле (4) также приведены в табл. 2. При использовании Мо82 в качестве модификатора наблюдается уменьшение размеров кристаллитов при энергетическом воздействии в процессе модифицирования примерно на 9,0 %, а затем при трении еще на 23,0 %. В образцах, модифицированных с применением СКГ, уменьшение размеров кристаллитов для исходной поверхности

Таблица 2

Параметры тонкой структуры фазы a-Fe

Объект исследования Ток I, A Угол для линии (110) 29110, градус Угол для линии (210) 29210> градус Параметр кристаллической решетки аэ, нм Изменение угла Д (2е), градус Изменение угла истинное Д(29)°и> градус Размер кристаллитов D, нм Плотность дислокаций р • 1012, см-2

38ХС — 44° 55' 82° 40' 0,286 0,45 — 22 0,62

Исходный

38ХС + МоБ2 — 44° 50' 82° 30' 0,287 0,48 0,48 20 0,75

38ХС + МоБ2 400 44° 50' 82° 40' 0,287 0,60 0,48 15 1,33

38ХС + МоБ2 500 44° 50' 82° 40' 0,286 0,59 0,48 14 1,37

38ХС + МоБ2 600 44° 40' 82° 30' 0,287 0,60 0,48 14 1,39

Исходный

38ХС + СКГ — 44° 50' 82° 40' 0,286 0,65 0,64 13 1,71

38ХС + СКГ 400 44° 50' 82° 40' 0,288 0,70 0,64 12 2,00

38ХС + СКГ 500 44° 50' 82° 40' 0,287 0,70 0,64 12 2,10

38ХС + СКГ 600 44° 50' 82° 40' 0,287 0,75 0,64 11 2,40

О,

составляет 45,5 %, при трении уменьшение размеров незначительно. Нижняя граница вероятной плотности дислокаций оценивалась по отношению к состоянию исходного образца.

Расчеты плотности дислокаций, представленные в табл. 3, подтверждают сделанные на предыдущем этапе исследования выводы о том, что трение о бронзовое контртело оказывает существенное влияние на состояние поверхностного слоя стального образца. Образец, модифицированный СКГ, содержит дислокационную структуру, в 2 раза более измельченную, чем у образцов, модифицированных Мо82, что повышает механические свойства и термодинамическую устойчивость образца, модифицированного СКГ.

Трение с бронзовым контртелом приводит к переносу меди с контртела на поверхность

стали, чему модификатор СКГ способствует в большей степени, чем Мо82. При трении в поверхностном слое стали накапливается дополнительно фаза Мо82 в образцах с Мов2 и фаза СКГ в образцах с СКГ.

Наряду с рассмотренными характеристиками кристаллической и дислокационной структуры для механизма изменения характеристик механических и триботехнических свойств металлов и сплавов важное значение имеет характер распределения напряжений в поверхностном слое поликристаллических материалов. ФЭМ сопровождается появлением в закаливаемой детали внутренних напряжений. Упругая деформация в напряженном материале приводит к смещению линий на дифрактограммах. Измеряя относительное изменение межплоскостного расстояния Дd/d (или Дa/d в кубическом кристалле), можно определить сумму главных напряжений.

Установлено, что ФЭМ вызывает пластическую деформацию в поверхностном слое. Природа напряжений весьма сложна, и экспериментально вопрос о распределении механических напряжений в поверхностном слое материала, подвергнутого ФЭМ, изучен недостаточно.

Если в усредненном варианте принять положение рефлекса (210) при 29 = 82° 40', а после трения в образцах модифицированных СКГ и Мо82 были замечены положения рефлекса при угле 29 = 82° 50', то Дd/d составляет 3,43 • 10-3, что в пересчете на величину суммарных тангенциальных напряжений составит: а1 + а2 = 250 МПа, по знаку это сжимающие напряжения.

Таблица 3

Результаты расчета дислокационного строения

Образец Ток I, A Размер ОКР D, нм Плотность дислокаций р- 1012, см-2 Отношение pD/

Исходный 38ХС — 22 0,62 1,000

38ХС + МО82 — 20 0,75 1,209

38ХС + МОБ2 400 15 1,33 2,145

38ХС + МОБ2 500 14 1,37 2,209

38ХС + МОБ2 600 14 1,39 2,241

38ХС + СКГ — 13 1,71 2,758

38ХС + СКГ 400 12 2,00 2,153

38ХС + СКГ 500 12 2,10 3,387

38ХС + СКГ 600 11 2,40 3,871

Выводы

В результате рентгенографических исследований установлено следующее. Энергетическое воздействие электрическим током и упруго-пластическим деформированием в процессе комбинированной ФЭМ поверхностей образцов из стали 38ХС приводит к формированию в поверхностном слое вторичных фаз карбида железа (Fe3C), углерода (С) и дисульфида молибдена (Мо82), при этом происходит изменение микроструктуры поверхностного слоя, измельчение кристаллитов. Основным фактором, влияющим на количественное содержание формирующихся вторичных фаз и увеличение дефектности за счет плотности дислокаций, является величина силы тока.

Расчеты проведенные на основе анализа ди-фрактограмм, показали, что после ФЭМ во всех образцах, в поверхностном слое возникают остаточные напряжения сжатия (=250 МПа), в сравнении с исходными образцами плотность дислокаций у модифицированных образцов увеличивается в 3-4 раза (с 0,62 до 2,4 р • 1012 см-2), образцы, модифицированные СКГ, содержат в два раза более измельченную дислокационную структуру, чем у образцов, модифицированных Мо82. Образцы, модифицированные СКГ, содержат большее количество мелкодисперсной вторичной фазы Fe^ и более измельченные кристаллиты a-Fe, а также значительно большее количество медной фазы в поверхностном слое.

Все параметры режима ФЭМ (сила тока, скорость обработки, нагрузка на обрабатывающий инструмент) влияют на триботехнические характеристики обработанных поверхностей

деталей трибосопряжения «сталь — бронза»; наибольшее влияние на скорость изнашивания оказывают величина силы тока и скорость обработки. В результате ФЭМ наблюдается снижение износа пары трения «сталь — бронза» за счет оптимизации параметров шероховатости, увеличения микротвердости в два раза и более, создания сжимающего напряжения в поверхностном слое, высокой коррозионной стойкости, высокой совместимости, хорошей износостойкости и низкого коэффициента трения, глубина модифицированного слоя составляет 0,1-0,5 мм.

Литература

1. Аскинази Б. М. Упрочнение и восстановление деталей машин электромеханической обработкой. М.: Машиностроение, 1989. 197 с.

2. Машков Ю. К., Эдигаров В. Р., Байбарацкая М. Ю. и др. Комбинированное фрикционно-электрическое модифицирование стальных поверхностей трения // Трение и износ. 2006. Т. 27, № 1. С. 89-92.

3. Горелик С. С., Скаков Ю. А., Расторгуев Л. Н. Рентгенографический и электронно-оптический анализ. М.: МИСИС, 1994. 170 с.

4. Галимов Э. Р., Ганеев М. М., Кормушин К. В. и др. Рентгеноструктурный анализ поликристаллов. Казань: Изд-во Казан. гос. тех. ун-та, 2006. 89 с.

5. Гинье А. Рентгенография кристаллов. М.: Физмат, 1961. 640 с.

6. Ковальский А. Е., Пивоваров Л. Х. Технология изготовления металлокерамических твердых сплавов, тугоплавких металлов и соединений на их основе // Кристаллография. 1964. №7. С. 208-210.

7. Уманский Я. С., Скаков Ю. А., Иванов А. Н. и др. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. М.: Металлургия, 1982. 496 с.