авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:     | 1 |   ...   | 2 | 3 || 5 | 6 |   ...   | 10 |

«МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РФ Томский политехнический университет X Всероссийская школа-семинар с международным участием г. Томск, 9 – ...»

-- [ Страница 4 ] --

Рисунок 1 - График зависимости Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Характер распределения испытанной порошками деформации наглядно от ражают рис. 2 а и б. Видно, что отдельные порошинки испытывают разную дефор мацию, которая зависит от числа ее соседей и их расположения, и, следовательно, от дисперсности порошков. Подсчет числа соседей в прессовках из крупных и мелких порошков показал, что оно выше в последнем случае (4 и 7, соответственно) и мало меняется с увеличением давления прессования в исследованном интервале.

В зависимости от числа соседей, передаваемое через контактную площадку нормальное давление может не совпадать с направлением прессования. Частицы на ходятся в сложном сжатом положении, и, согласно «золотому» правилу механики, их материал будет течь в сторону ближайшей свободной поверхности. Как следст вие, деформация неоднородно распределена по телу порошинки, что приводит к на коплению объемных напряжений. У мелкой частицы такие поверхности распреде лены более разнообразно, и течение ее так же более сложное. Отличия в характере неоднородности течения порошков в зависимости от их дисперсности хорошо вид ны по ориентации зерен (рис. 2 а и б) в деформированных частицах.

а б 50 мкм 50 мкм Рисунок 2 - Зёренная структура деформированных порошков: а - ПА-2, б – ПА- Порошинки алюминия всегда покрыты окисными пленками, через которые собственно и осуществляется контакт. Однако в процессе пластического изменения формы порошков меняется их удельная поверхность. Хрупкие пленки при этом мо гут разрушиться. Состав контактной поверхности изменится, а с ним и коэффициент трения, который для чистых металлов всегда выше, чем для окислов. Возросшие си лы трения будут уравновешивать большие сдвигающие напряжения на контактах, и, следовательно, приконтактные области упрочняются. Пластическое течение, необ ходимое для изменения формы порошков, сосредоточится в более глубоких их сло ях. Уплотнение прессовки будет осуществляться сплющиванием порошинок, но не за счёт расширения границ исходных контактных площадок, а путём образования новых контактов между выдавленным в межчастичные поры материалом.

Промежутки между неровностями поверхности новых контактов образуют множество микропор на границе раздела, неровности упираются друг в друга, и как следствие, границы между частицами формируются широкими и рыхлыми. Они оказываются тем несовершенее, чем больше межчастичные поры. Поскольку уклад ка мелких порошков ПА-4 более плотная, чем порошков ПА-2, и межчастичные по ры малы, то границы между этими порошками тоньше (рис. 3).

1 мкм Рисунок 3 - Межчастичные границы порошино Как следствие, плотность прессовки из мелких порошков оказывается выше, чем у прессовки из крупных порошков Па-2 при прочих равных условиях прессова ния. Отличие это составляет около 1,5-2% при давлении 240 МПа и выше и сохра няется в исследованном интервале плотностей прессовок (кривые на рис. 1 парал лельны). Последнее обстоятельство указывает, что механизм уплотнения алюми ниевых порошков идентичен, не зависит от их дисперсности и осуществляется экс трузией материала в межчастичные поры.

Заключение Исследована уплотняемость давлением алюминиевых порошков различной дисперсности. Установлено, что зависимость не является линейной. На стадии пластического формоизменения порошков давление прессования растет бо лее быстрыми темпами, чем плотность прессовок, что обусловлено накоплением в них объемных напряжений вследствие неравномерной деформации порошков и воз растанием сил контактного трения при разрушении окисных пленок.

Список литературы 1. Бальшин М. Ю., Захарян Н. В., Манукян Н. В. Расчет соотношений между давлением прессования и плотностью металлических порошков// Порошко вая металлургия, 1973, №5, С. 22-26.

2. Бальшин М. Ю. Теория и практика прессование металлических порошков// Порошковая металлургия, 1973, №6, С. 37-39.

3. Бальшин М. Ю. Принципы контактного равновесия и фундаментальные ос новы консолидации порошковых материалов, Порошковая металлургия, №10, 1973, С. 38-45.

4. P. Redanz, N. A. Fleck. Discrete Element Modeling of Compaction of Cylindrical Powder Particles / IUTAM Symposium on Theoretical and Numerical Methods in Continuum Mechanics of Porous Materials (ed. W. Ehlers), 2001, С. 293–298.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов ADDING GRAFT UHMWPE AND NANOFILLERS FOR INCREASING WEAR RESISTANCE OF ULTRA-HIGH MOLECULAR WEIGHT POLYETHYLENE S. PIRIYAYON, 1,2S.V. PANIN, 2 L.R. IVANOVA, 2,3L.A. KORNIENKO Tomsk Polytechnic University, Mechanical Engineering Faculty Institute of Strength Physics and Materials Sciences SB RAS, svp@ispms.tsc.ru Russian Materials Science Center, Tomsk, Russia Abstract— UHMWPE (Ultra High Molecular Weight Polyethylene) is widely used in the medical application and is a promising structural material for application in mining, chemical, mechanical engineering. Having very low friction coefficient it might be used even instead of metal friction. It is one of the very high resistant materials but it is difficult to bond with other substances. One of perspective ways to bond UHMW-PE with filler is its grafting. There is one more interesting approach, when graft UHMWPE is added to UHMW-PE in order to react both with latter and nanofiller. In this paper we at tempted to increase the mixture ability of UHMWE-graft-SMA with CNF for enhancing its wear resistance properties and study the changing of hardness after mixing.

We employed UHMWPE powder and graft UHMWPE with anhydride and car boxyl functional groups realized by modification of the polymers in reacting gases (UHMWPE-g-SMA). UHMWPE-g-SMA and UHMWPE were mixed using a high speed homogenizer in dry form. The mixture was pure UHMWPE with 0, 3, 5, 10 and 20 wt% of UHMWPE-g-SMA. This material is denoted as UHMWPE-g 0, 3, 5, 10, 20 respectively.

And then add 0.5% CNF (Carbon Nano Fiber) to their mixture.

The wear resistance of UHMWPE + UHMWPE-g-SMA specimens is increased when UHMWPE-g-SMA is mixed with UHMWPE powder and nanofillers. CNF were added to UHMWPE the wear intensity is rather different from UHMWPE in initial state (pure) and give rise to increase wear resistance. The results of the wear tests have shown that the highest wear resistances is UHMWPE-g 3 with 0.5% CNF.

Key words: UHMWPE-g-SMA, CNF, wear resistance, filler, mixture.

I. INTRODUCTION UHMWPE comes from a family of polymers with a deceptively simple chemical composition, consisting of only hydrogen and carbon. UHMWPE (Ultra high molecular weight polyethylene) is one kind of thermoplastic polyethylene. It is widely used in ortho pedic surgery for joints replacement in orthopedic application due to its good process abil ity, very low friction coefficient, high impact resistance, high resistant to abrasion, very low wear, chemical resistance and biocompatibility. It is odorless, tasteless, and nontoxic.

However, even though UHMWPE has very low wear compared to other polymers wear is still a major problem in tribotechnical applications. A lot of attention recently has been paid to increasing the strength and wear resistance of composite polymeric materials. Tra ditionally, strength and wear resistance of polyolefins are increased by the addition of mi cron size reinforcement particles obtained from inorganic material. Recently, intensive investigations have been carried out to explore the possibility to add nano-sized fillers due to theirs redundant surface energy (they have very high surface energy). The small size of the filler particles can provide a very fine and uniform structure in the UHMWPE speci mens.

II. EXPERIMENTAL Materials UHMWPE powder with particle size of 50-70 m (GUR by Ticona, Germany) was used for the specimen preparation. The molecular weight of the UHMWPE powder used is 2.6106 g/mol.

Preparation of UHMWPE-g-SMA and UHMW-PE mixture We employed graft UHMWPE with anhydride and carboxyl functional groups re alized by modification of the polymers in reacting gases (UHMWPE -g-SMA by GoC “Olenta”, Russia). It was assumed that grafting will provide adhesion between UHMWPE particles. UHMWPE-g-SMA and UHMWPE were mixed using a high speed homogenizer in dry form. After mixing, UHMWPE and its mixture powder were used to prepare test piece specimens by using a compression machine and, subsequently, a hot-pressing mould. The compression pressure was 10 MPa and the temperature was maintained at 190C for 120 minutes. Specimens were cooled in the mould at a cooling rate of 3 4C/min. The specimens shape was in the form of a rectangular prism 45 mm long, 50 mm wide and from 5 to 8 mm high. The mixture was pure UHMWPE with 0, 3, 5, 10 and 20 wt% of UHMWPE-g-SMA. This material is denoted as UHMWPE-g 0, 3, 5, 10, respectively. Then 0.5% CNF (Carbon Nano Fiber) was added to their mixture.

III. CHARATERIZATIONS Wear tests were performed using a “SMT-1” friction machine. Tests were run without lubrication according to ASTM G77. Specimens shape was in the form of a rec tangular prism 7 mm long, 7 mm wide and 10 mm high, the roller diameter was 62 mm, the revolution rate was 100 rpm, and the applied loading was set to 160 N Images of wear track were investigated by shooting micrographs using optical mi croscope “Carl Zeiss Stemi 2000–C” and measuring track area with the help of software Rhinoceros, v IV. RESULTS AND DISSCUSION Wear resistance The pictures from optical microscope “Carl Zeiss Stemi 2000–C” are shown in Fig. 1 with increasing time of testing at the Block on Ring test. One can see that the areas of wear track of mixtures go up. However the area of wear track of UHMWPE-g 0 during testing time of 50-190 minute is quite similar with gradual increase of the area.

Figure 1 - Wear tracks of UHMWPE-g 0 after test by “SMT-1” machine at testing time of a) 10 minutes, b) 60 minutes, c) 120 minute and d) 180 minutes Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Figure 2 - Wear intensity of UHMWPE-g-SMA + UHMWPE mixture The wear resistance of the mixtures is increased when UHMWPE-g-SMA was mixed with UHMW-PE. UHMWPE-g 10 has stable wear at steady-state wearing stage t=90-180 min (Fig. 2). In fact, steady-state wearing starts after 60 minutes of loading. In doing so, wear resistance of UHMWPE-g10 is several times higher in contrast with pure UHMWPE specimens.

Figure 3 - Wear intensity of UHMWPE-g-SMA + UHMWPE + 0.5% CNF mixture The wear resistance of mixtures is increased when UHMWPE-g-SMA is mixed with UHMW-PE and 0.5%CNF. UHMWPE-g 3 + 0.5%CNF has stable wearing at steady state wearing stage t=40-180 min (Fig. 3). In fact, steady-state wearing starts after 40 min.

of loading. In doing so, wear resistance of UHMWPE-g 3 + 0.5%CNF is several times higher in contrast with five other specimens.

V. CONCLUSION The wear resistance of UHMWPE specimens is increased when UHMWPE-g-SMA is mixed with UHMWPE powder. However, when mixed with CNF, it can improve the wear resistance of the mixture. The wear track area for UHMWPE-g 10 and UHMWPE-g 3 + 0.5%CNF specimen is lower at the steady state wearing stage in each group of mixture.

Wear resistance of the specimen is nearly equal to one of the non-modified specimen.

More promising results in terms of wear resistance can be seen for the UHMWPE-g 3 + 0.5%CNF specimens. Regardless the fact that steady-state wearing is reached only after 40 minutes of loading the wear resistance for the UHMWPE-g 3 + 0.5%CNF specimen is several times higher than for other specimens in each group. Next steps of the research are to use other kinds of fillers to increase wear resistance.

Acknowledgment This research was performed within SB RAS 6.1.1 project.

References 1. Steven M. Kurt, The UHMW-PE handbook, Elsevier 2004, p 50-109.

2. Oklopkova A.A., Popov S.N., Sleptzova S.A., Petrova P.N., Avvakumov E.G.

Polymer nanocomposites for tribotechnical applications. Structural chemistry, (supplement), S169-S173: 2004.

TRIBOLOGICAL PROPERTIES OF NANO-CARBON/UHMWPE COMPOSITES AFTER TREATMENT BY ALBX ION IMPLANTATION T. POOWADIN,1,2S.V. PANIN,2V.P. SERGEEV, L.R. Ivanova,2,3L.A. Kornienko,1,2M.A. Poltaranin Tomsk Polytechnic University, Mechanical Engineering Faculty Institute of Strength Physics and Materials Sciences SB RAS, svp@ispms.tsc.ru Russian Materials Science Center, Tomsk, Russia Abstract Ultra high molecular weight polyethylene (UHMWPE) blended with carbon nano fiber (CNF) and treatment by Aluminum boride (AlBx) ion implantation was investigated under dry condition of “block-on-ring” wear tests. The aim of this study is to estimate the effect of the ion dose variation onto tribological properties of the modified specimens. The specimens were treated under the 60 kV accelerating voltage in vacuum chamber, while the ion doses varied from 0.51017 cm2 up to 21017 cm2. It was observed that additions of CNF effectively decrease wear intensity of UHMWPE specimen at the steady state stage of 4 times. In case of the combination between adding CNF and implantation, the dose 11017 cm2 most effectively decrease wear intensity that wearing decreased by times from specimen UHMWPE initial state. Furthermore, studies have revealed that sur face hardness of the surface layer increased slightly as the AlBx ion implantation dose is increased. The friction coefficient of implanted specimen shows higher value in contrast with untreated specimen.

Keywords - Wear resistance, Friction, Ion implantation, Carbon nanofiber, Sur face treatment Introduction Nowadays, polymer materials are present in almost all fields, even in the ones with high complexity and sensitivity, as for example, automotive industry, medical prosthesis, aerospace and so on. These materials are exposed, without exception, to different types of wear, which affect their functioning and their lifetime.

Ultra high molecular weight polyethylene (UHMWPE) is one of polymer group that is being increasingly used in industry as components or parts of machines because of its unique properties of high abrasion resistance, low friction coefficient, and high impact strength. More than 90% of the UHMWPE produced in the world is used by industry[1].

Efforts toward improvements in mechanical and tribological properties have been reported through the incorporation of carbon fiber, copper, aluminum oxide and other re Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов inforcements. Zoo et al. [2] compared tribological properties of UHMWPE by adding car bon nanotubes(CNT) in range of 0.1-0.5wt%. Hashmi et al. [4] investigated wear proper ties of UHMWPE blended with isotactic polypropylene (PP). Yu and colleagues [3] inves tigated wear behaviors of micrometer and nanometer copper particle filled polyoxy methylene composites in range of 10-30wt%. Many studies have reported that the addition of the reinforcements provides increasing load-carrying capacity, reduced coefficient of friction and improved wear resistance.

Not only addition of the reinforcements but ion implantation also effect to im proved wear properties of UHMWPE. As we have known ion implantation had potential in enhancing the surface hardness, elastic modulus, and wear resistance of polymers. Liu et al. [5] implanted nitrogen ions into a 50 m thickness polyimide film and investigated its friction and wear behavior. Ge et al. [6] investigated friction and wear behavior of ni trogen ion implanted UHMWPE with ion doses of 5–125 1014/cm2 against ZrO2 ceramic in dry friction and plasma lubrication. Some researcher applied boron ion, oxygen ion, he lium ion, and hydrogen ion implantation on polymer to improve its wear resistance prop erties.

In this paper, the UHMWPE based composites filled with 0.5wt% of CNF and im planted by AlBx ion with different dose were tested and analyzed. We focus our attention on comparison of wear resistance, tribological properties, and mechanical properties of UHMWPE specimens.

Materials and Specimens Preparation The material used in the study was UHMWPE powder with particle size of 50 70m, molecular weight is 2.6106 g/mol. (GUR by Ticona, Germany). Carbon nanofiber in the form of multiwall nanotube with external diameter of 50-60 nm, internal diameter of 10-20 nm and length of 2-3 m were employed to fill as reinforcment. CNF and UHMWPE were mixed using a high speed homogenizer. After mixing, UHMWPE pow der was used to prepare test piece specimens by using a compression machine and, subse quently, a hot-pressing mould. The compression pressure was 10 MPa and the temperature o was maintained at 190 C for 120 minutes. Specimens (coded as UHMWPE+CNF) were o cooled in the mould at a cooling rate of 3-4 C/min. The specimens shape was in the form of a rectangular prism 45 mm long, 50 mm wide and 8 mm high.

UHMWPE+CNF specimens were treated by the AlBx ion implantation under the 60 kV accelerating voltage in vacuum chamber with residual pressure 110-3 Pa. by the “DIANA” vacuum-arc impulse ion source at the 50 Hz frequency of current pulses, 250 µs of its duration, while the ion doses varied from 0.51017 cm2 up to 21017 cm2, the treat o ment temperature was controlled at the rate of below 70 C. (coded as UHMWPE+CNF+AlBx--) Experimentations Friction coefficient was measured using a pin-on-disk tribometer according to ASTM G99 and DIN 50324, with a fixed steel ball of 3 mm diameter positioned at the in denter tip. Wear tests were performed using a “SMT-1”friction machine. Tests were run without lubrication according to ASTM G77. Specimens shape was in the form of a rec tangular prism 7 mm long, 7 mm wide and 10 mm high, the roller diameter was 62 mm, the revolution rate was 100 rpm, and the applied loading was set to 160 N. Images of wear track were investigated by shooting micrographs using an optical microscope “Carl Zeiss Stemi 2000” and measuring track area with the help of software Rhinoceros, v.3.

Figure 1 - Wear tests, a) Schematic block-on-ring wear test, b) Operation of SMT-1 friction machine Result and Discussion Mechanical and tribological properties of specimens are shown in Table 1. It is suggested that addition of carbon nanofibers 0.5wt% effect to improve surface hardness of the specimen. And after treatment by AlBx ion implantation, surface hardness of the specimen increase slightly as the AlBx ion dose is increased. These experimental results conform to our previous studies and agree with the literatures[3]. The experimental results of the typical friction coefficient are also shown in Table 1. It is easy to note that friction coefficient of UHMWPE is stable at 0.12, while UHMWPE+CNF is 0.07. For the im planted specimens, it was found that the friction coefficient for all of them was vastly higher than for untreated specimen. Namely the friction coefficient was about 0.22, 0.21, and 0.23 respectively when the ion dose increases Table 1 - Mechanical and tribological properties Surface hardness Elastic recovery Friction Ion Dose Specimens ( x 1017 cm-2) ( MPa) parameter coefficient () UHMWPE - 0. 310.9±14 0.3±0. UHMWPE+CNF - 0. 329.8±8 0.3±0. UHMWPE+CNF+AlBx 0.5 0.5 0. 449.2±6 0.27±0. UHMWPE+CNF+AlBx 1 1 0. 505.1±62 0.34±0. UHMWPE+CNF+AlBx 2 2 0. 724.3±27 0.64±0. Figure 2 shows the experimental results of wear resistance of the specimens. At steady state stage t = 60–180 min, wear resistance of UHMWPE+CNF specimen increases about 4 times as compare with UHMWPE initial state. And wear resistance of UHMWPE+CNF+AlBx specimens also increase about 2–3 times when compare with UHMWPE initial state. However, the highest wear resistance of implanted specimen is characteristic feature for specimen with ion dose of 11017 cm2 that is 3 times higher in contrast with specimen UHMWPE initial state.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Figure 2 - Wear resistance of specimens with different dose of AlBx ion implantation Conclusion For the UHMWPE composite, adding 0.5wt% CNF allow a reduction in the wear intensity at steady-state stage, and decrease friction coefficient but it is slightly increase surface hardness of specimen. It is interesting to note that adding CNF relate to increase of mechanical properties of the specimens and affect directly to wear resistance. Wear inten sity of UHMWPE+CNF is decreased up to 4 times when compare with UHMWPE initial state.

For the implanted UHMWPE composites, the AlBx ion implantation is not effec tive to improve wear resistance of UHMWPE composites, but mechanical properties and friction coefficient are increased after ion implantation.

Wear intensity of implanted UHMWPE composite, at ion does of 11017 cm2, is decreased up to 3 times when compared with UHMWPE initial state. However, it is still high when compared with UHMWPE+CNF specimen.

References 1. Steven M. Kurtz, “The UHMWPE Handbook”, Elsevier Academic Press, (2004) 2. L.Yu, S. Yang, H. Wang, Q.Xue,“An investigation of the friction and wear behav iors of micrometer copper particle and nanometer copper particle-filled polyoxy methylene composites”, Journal of Appiled Polymer Science 77, 2000, pp.2404– 2410.

3. Y.S. Zoo, J.W. An, D.P. Lim, and D.S. Lim, “Effect of carbon nanotube addition on tribological behavior of UHMWPE”,Tribol. Int. vol.16 (4), 2004, pp.305–309.

4. S.A.R.Hashmi, S. Neogi, A. Pandey, N.Chand, “Sliding wear of PP/UHMWPE blends: effect of blend composition”, Wear 247, 2001, pp.9–14.

5. W.Liu, S.Yang, C.Li, Y.Sun,“Friction and wear behaviours of nitrogen ion implanted polyimide against steel”, Wear 194, 1996, pp.103–106.

6. S. Ge, Q. Wang, D. Zhang, H. Zhu, D. Xiong, C.Huang, X. Huang,“Friction and wear behavior of nitrogen ion implanted UHMWPE against ZrO2 ceramic”, Wear 255, 2003, pp.106 9–1075.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Секция Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия ВЛИЯНИЕ ПОВЕРХНОСТНОГО УЛЬТРАЗВУКОВОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ВЫСОКОПРОЧНОЙ СТАЛИ 30ХГСН2А А.О. ГАЗЕТДИНОВА, И.Л. СТРЕЛКОВА Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Введение Высокопрочная сталь 30ХГСН2А широко применяется в самолетостроении для изготовления деталей, эксплуатируемых в условиях больших циклических и ударных нагрузок [1, 2]. Сложный характер действующих нагрузок, а также слож ная форма деталей повышают чувствительность материалов таких деталей к зарож дению и развитию усталостных трещин, что ускоряет процесс их разрушения. По этому качество и эксплуатационные свойства изготавливаемых деталей зависят от способа получения исходных заготовок, способа обработки деталей, шероховатости их поверхности и качества поверхностного слоя. Для получения требуемых экс плуатационных свойств широко используется упрочняющая обработка поверхност ным пластическим деформированием с введением в зону обработки энергии ультра звуковых колебаний, обеспечивающих существенное уменьшение трения между об рабатываемой поверхностью и рабочим инструментом и увеличение пластичности в очаге деформирования [3]. Такой способ обработки обеспечивает благоприятное со четание параметров шероховатости, микрорельефа поверхностного слоя, микро твердости, величины и характера распределения технологических остаточных на пряжений при изготовлении деталей, работающих в условиях высоких скоростей, повышенного износа и циклических знакопеременных нагрузок.

Целью данной работы является исследование влияния поверхностного ульт развукового деформирования на формирование структуры и механические свойства высокопрочной стали 30ХГСН2А с целью увеличения усталостной долговечности и надежности.

Материал и методика исследования Объектом для исследования является высокопрочная сталь марки 30ХГСН2А (0.27-0.34% С, 0.9-1.20% Si, 1.00-1.30% Mn, 0.90-1.20% Cr, 1.40-1.80% Ni). Заготов ки исходной стали подвергали закалке от 890°С в масло с последующим низким от пуском при 230°С с выдержкой в печи в течении трех часов и охлаждением на воз духе. Затем электроискровым способом вырезали образцы в форме двойной лопатки с размерами рабочей части (2031,5) мм3 для статических механический испыта ний и в форме параллелепипеда с размерами (101055) мм3 с U - образным надре зом r = 2 мм – для испытаний на ударную вязкость.

Поверхностное ультразвуковое деформирование плоских образцов после чистового шлифования осуществляли на установке, выполненной на базе фрезерного станка. Выходная мощность ультразвукового генератора 630 Вт. Ультразвуковая ко лебательная система содержит электромеханический преобразователь магнитост рикционного типа, концентратор - усилитель амплитуды ультразвуковых колебаний и рабочий инструмент округлой формы r = 2 мм. Частота и амплитуда колебаний инструмента составляли соответственно 27103с-1 и 20 мкм, статическая сила при жима инструмента к поверхности обрабатываемых образцов – 200 Н.

Структурные исследования проводились на рентгеновском дифрактометре ARL X’TRA в Cu-излучении (= 1,5406 ) с экстраполированием а=f(cos2) до cos2=0. Структурно-фазовое состояние стали до и после поверхностного ультра звукового деформирования исследовали с помощью методов оптической металло графии (Axiovert 25CA) и растровой электронной микроскопии (Carl Zeiss Evo XVP (центр коллективного пользования «Нанотех» ИФПМ СО РАН)). Электронно микроскопические исследования структуры проводили на просвечивающем элек тронном микроскопе Technai G2 FEI. Ударную вязкость измеряли на образцах Шар пи на маятниковом копре JB 300 со скоростью движения маятника в момент удара 5,5 м/с и максимальной энергией 300 Дж. Прочностные характеристики измерялись с помощью испытательной машины «Instron-5582» при статическом растяжении со скоростью 0,3 мм/мин. Измерения микротвердости Hv проводили на поперечных шлифах с помощью полуавтоматического прибора DURAMIN-5 с нагрузкой 100 г и временем выдержки t = 12 сек.

Результаты исследований После термической обработки образцы стали имеют микроструктуру с рав ноосными зернами размером d 7-10 мкм и структуру, представляющую собой ре ечный мартенсит с параметром кристаллической решетки а=0.2854 нм с высокой плотностью дислокаций = 1011 см-2 (рис 1 а), небольшое количество остаточного (до 0,5%) карбида цементитного типа (рис. 1 б) размерами 0,4-1 мкм и аустенита (до 5%), расположенного по границам мартенситных кристаллов в виде тонких просло ек толщиной 10-20 нм [2].

а б в 5 мкм 5 мкм 500 нм Рисунок 1 - Микроструктура стали 30ХГСН2А: а, б - после термической обра ботки (закалка и отпуск);

в - после поверхностного ультразвукового деформирования В результате ультразвукового поверхностного деформирования происходит изменение структурно-фазового состояния поверхностного слоя образцов стали.

Методом ПЭМ выявлено, что в поверхностном слое толщиной до 5-7 мкм происхо дит дробление мартенсита на дисперсные зерна величиной 50-75 нм, характери зующееся более высокой концентрацией дефектов и изменением межплоскостного расстояния а=0.2867 нм (рис. 1в).

По данным механических испытаний (табл. 1) образовавшийся после поверх ностного ультразвукового деформирования модифицированный поверхностный слой повысил на 4% пластичность и в 1,5 раза ударную вязкость. Значения т и в изменяются незначительно, что свидетельствует о сохранении высокопрочного со стояния металла. Отсутствие повышения прочностных свойств, по-видимому, мож но связать с малой величиной глубины образовавшегося при обработке поверхност ного слоя.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Таблица 1 – Механические свойства стали 30ХГСН2А КСU, кДж/м 0,2, МПа В, МПа, % Вид обработки Закалка + от- 360 1670 8 пуск ТО + УЗ-ковка поверхности 300 1450 12 Известно, что наиболее распространенным способом оценки распределения прочности по сечению деталей является измерение микротвердости. Как и ожида лось (рис. 2), воздействие поверхностного ультразвукового деформирования приво дит к повышению микротвердости поверхностного слоя Hv с 4 до 5,1 ГПа на глуби ну h = 1030 мкм. Степень наклепа N поверхностного слоя составляет:

Н Н объем N = пов 100% = 24%, где Нпов - микротвердость, измеренная на поверх Н объем ности;

Hобъем - микротвердость сердцевины металла.

Рисунок 2- Значения микротвердости, Рисунок 3 - Вид рентгеновского спектра измеренные на поперечных шлифах образцов стали до и после ультразвуковой обработки Такое различие микротвердости обусловлено созданием ультразвуковым де формированием на поверхности стали остаточных сжимающих напряжений [2], дей ствие которых позволяет значительно повысить усталостную прочность и долговеч ность металлов. О наличии внутренних напряжений также свидетельствует вид рентгеновского спектра исследуемых образцов стали (рис. 3): после поверхностной обработки спектр сохранил первоначальную структуру стали мартенсита с ОЦК ре шеткой, но рентгеновские пики имеют большую интенсивность в результате струк турных превращений, возникших в поверхностном слое металла. Чтобы оценить степень упрочнения поверхностного слоя и выявить, какой уровень внутренних на пряжений является критическим, необходимо определение величин этих напряже ний.

Многолетний опыт применения стали 30ХГСН2А в самолетостроении пока зал, что уровень ее надежности зависит от достаточных значений предела прочности и вязкости разрушения. Фрактографический анализ поверхностей изломов образцов показал, что в этой стали реализуется внутризеренное ямочное разрушение без ви димой полосчатости материала с ямками различной величины (рис. 4). В области, близкой к поверхности, ямки более мелкие и однородные (рис. 4 а), что свидетель ствует о более высокой степени деформации, чем в остальном объеме образца. В последнем наблюдается вязкое разрушение с мелкими ямками, выстроенными в ви де протяженных гребней (рис. 4 б). Такие гребни формируются при слиянии сосед них вязких микротрещин и свидетельствуют о смешанном характере разрушения.

Также замечено, что зона усталостного разрушения занимает большую площадь, чем область долома (рис. 4 б). Это является свидетельством того, что образец после зарождения трещины может работать еще довольно длительное время.

в а б 5 нм 5 нм 3 мм Рисунок 4 - Фрактограммы поверхности разрушения образца, обработанного ультразвуковой ударной ковкой и испытанного на ударную вязкость Заключение Исследовано влияние поверхностного ультразвукового деформирования на структуру и механические свойства высокопрочной стали 30ХГСН2А.

Установлено, что при поверхностной обработке с дополнительным ультра звуковым нагружением происходит упрочнение в 1,5 раза поверхностного слоя пло ских образцов стали в результате измельчения зерен в приповерхностной области на глубину t = 5-7 мкм с возможным формированием благоприятных сжимающих на пряжений. Это дает основания полагать об эффективности применения этой мето дики для увеличения усталостной долговечности.

Возможность варьирования режимами ультразвуковой обработки является перспективной для выбора оптимальных режимов, а также оценки их влияния на усталостные характеристики.

К сожалению, в настоящей работе не удалось выявить повышение усталост ной долговечности исследуемых образцов, поэтому выбор режимов усталостных испытаний будет являться объектом ближайших исследований.

Список литературы 1. Специальные стали: Учебник для вузов / М.И. Гольдштейн, С.В. Грачев, Ю.Г. Векслер. – 2-е изд., перераб. и доп. – М.: «МИСИС», 1999. – 408 с.

2. Беляков Л.Н., Петраков А.Ф., Покровская Н.Г., Шалькевич А.Б. Новые высо копрочные стали. Металловедение и термическая обработка металлов, № 1997г, стр. 12-14.

3. Панин В. Е., Каблов Е.Н., Плешанов В.С. и др. влияние ультразвуковой ударной обработки на структуру и сопротивление усталости сварных соеди нений высокопрочной стали ВКС-12// Физ. мезомех. – 2006. - Т. 9. - № 2. - С.

85-96.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия ВЛИЯНИЯ ПОВЕРХНОСТНОГО УЛЬТРАЗВУКОВОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ НА УДАРНУЮ ВЯЗКОСТЬ ВЫСОКОПРОЧНОЙ СТАЛИ 30ХГСН2А С.В. ВЕРИГИН, И.Л. СТРЕЛКОВА Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Введение Повышение эксплуатационной надежности и долговечности технических из делий, обусловленное возрастающей интенсивностью их нагружения, является важ ной задачей любых отраслей металлообрабатывающей промышленности. Эти экс плуатационные характеристики определяют эффективность таких изделий машино строения, как летательные аппараты, авиационные двигатели, автомобили и другие.

Работоспособность и надежность машины в значительной степени зависят от каче ства поверхности деталей, поскольку, отказ изделий происходит, как правило, вследствие повреждений усталостного характера. Их повышения можно осущест вить не только введением легирующих элементов в составе сплава, но и технологи ческими методами, обеспечивающими целенаправленное изменение физико механических свойств лишь поверхностного слоя деталей. Поверхностное ультра звуковое деформирование является одним из распространенных в машиностроении методов упрочнения поверхности деталей [1]. Эта обработка позволяет улучшить параметры качества поверхностного слоя, уменьшить вероятность появления уста лостной трещины при эксплуатации деталей, повысив тем самым надежность и ре сурс изделий в целом.

Целью данной работы является изготовление образцов для механических ис пытаний и изучение влияния поверхностного ультразвукового деформирования на ударную вязкость высокопрочной стали 30ХГСН2А.

Материал и методика исследования Объектом для исследования является высокопрочная сталь марки 30ХГСН2А, следующего химического состава: 0.27-0.34% С, 0.9-1.20% Si, 1.00 1.30% Mn, 0.90-1.20% Cr, 1.40-1.80% Ni. Из прутка стали d = 30 мм в состоянии по ставки на строгальном станке вырезали образцы в форме параллелепипеда размером 101055 мм с U - образным надрезом r = 2 мм для испытаний на ударную вязкость.

Образцы подвергали закалке от 890°С в масло с последующим низким отпуском при 230°С с выдержкой в печи в течение трех часов и охлаждением на воздухе.

После термической обработки сталь имеет зеренную микроструктуру (d7- мкм), представляющую собой реечный мартенсит с плотностью дислокаций = см-2, небольшое количество остаточного (до 0,5%) карбида цементитного типа раз мерами 0,4-1 мкм и остаточного аустенита (до 5%), расположенного по границам мартенситных кристаллов в виде тонких прослоек толщиной 10-20 нм [2].

Поверхностное ультразвуковое деформирование образцов после чистового шлифования осуществляли на установке, выполненной на базе фрезерного станка по методике, описанной в работе [3]. Установка состоит из магнитострикционного преобразователя, обеспечивающего колебания рабочего инструмента округлой формы r = 2 мм, находящегося на расстоянии от поверхности обрабатываемого объ екта 10 мкм. Выходная мощность ультразвукового генератора U = 630 Вт. Частота и амплитуда колебаний инструмента составляли соответственно 27103с-1 и 20 мкм, статическая сила прижима инструмента к поверхности обрабатываемых образцов – 200 Н. Схема обработки приведена на рисунке 1. В процессе обработки на поверх ности образца формировались прямые продольные дорожки с периодом смещения индентора на диаметра отпечатка шарика.

Рисунок 2 - Значения миротвердости, из Рисунок 1 - Схема поверхностной меренные на поперечных шлифах: 1- ТО, 2 ультразвуковой обработки с форми ТО+УЗ-ковка поверхности рованием единичной дорожки Испытания на ударную вязкость проводили на маятниковом копре JB 300 со скоростью движения маятника в момент удара 5,5 м/с и максимальной энергией Дж. Структурно-фазовое состояние стали до и после поверхностного ультразвуко вого деформирования исследовали с помощью методов оптической металлографии (Axiovert 25CA) и растровой электронной микроскопии (Carl Zeiss Evo 50 XVP (центр коллективного пользования «Нанотех» ИФПМ СО РАН)). Распределение микротвердости Hv по глубине шлифа от поверхности анализировали с помощью полуавтоматического прибора DURAMIN-5 с нагрузкой 100 г и временем выдержки t = 12 сек.

Обсуждение результатов Под ударной вязкостью понимают работу удара, отнесенную к начальной площади поперечного сечения образца в месте концентратора напряжения. Ударная вязкость является интегральной характеристикой, содержащей работу зарождения трещины и работу распространения вязкой трещины. Чем больше работа распро странения вязкой трещины, тем меньше возможность внезапного хрупкого разру шения.

Как и ожидалось, испытания на ударную вязкость показали, что образцы с поверхностной ультразвуковой обработкой имеют большее значение KCU = кДж/м2, чем после стандартной термической обработки (KCU = 590 кДж/м2). Это связано с тем, что в процессе обработки между инструментом и обрабатываемой поверхностью возникает периодический контакт с частотой ультразвуковых коле баний, что вызывает значительную пластическую деформацию. Одновременно, вследствие роста плотности дислокаций в поверхностном слое, растет его твердость.

Результаты механических испытаний (усредненные значения механических свойств) представлены в таблице 1.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Таблица 1 – Механические свойства стали 30ХГСН2А 0,2, В, МПа, % Вид обработки Hv, ГПа КСU, кДж/м МПа Закалка + отпуск 360 1670 8 4,1 ТО + УЗ-ковка поверхности 300 1450 12 5,1 Установлено, что поверхностная ультразвуковая обработка приводит к увели чению на 4% пластичности и в 1,5 раза ударной вязкости. Незначительное снижение значений предела прочности В и условного предела текучести 0,2 можно связать с малой величиной глубины образовавшегося при обработке поверхностного слоя.

Толщину сформировавшегося поверхностного слоя оценивали по измерению мик ротвердости.

Результаты измерения микротвердости на поперечных шлифах исследуемых образцов представлены на рисунке 2. Установлено, что поверхностная обработка стали приводит к повышению ее микротвердости Hv = 5,1 ГПа по сравнению с ис ходным материалом после термической обработки (Hv = 4,1 ГПа). По полученным данным можно предположить, что толщина упрочненного поверхностного слоя варьируется в пределах 10-30 мкм. Создание упрочненной поверхности с сохране нием вязкой сердцевины деталей крайне важно для обеспечения достаточного со противления циклическим нагрузкам [2].

Для выяснения повышения сопротивления исследуемой стали хрупкому раз рушению после поверхностного ультразвукового деформирования проведен фрак тографический анализ поверхностей изломов образцов, подвергнутых испытанию на ударную вязкость. Такой анализ позволяет выявить особенности строения изло мов и микромеханизмы разрушения. Фрактограммы поверхности разрушения об разцов представлены на рисунке 3. Вся поверхность разрушения имеет вязкий вид, характеризующийся ямочной структурой излома (рисунок 3а). Отсутствие резкой границы упрочненного и неупрочненного объемов металла (рисунок 3б) исключает опасность отслоения или выкрашивания упрочненного слоя.

Однако при больших увеличениях видно, что в области, близкой к поверхно сти, ямки более мелкие и однородные, что свидетельствует о более высокой степени деформации, чем в остальном объеме образца. Это связано с тем, что вследствие деформирования в поверхностном слое происходит значительное измельчение зе рен. Также обнаружено, что в приповерхностной области наблюдается вязкое внут ризеренное разрушение с мелкими ямками, выстроенных в виде гребней (рис. 3в).

Они формируются при слиянии соседних вязких микротрещин. Остальная большая часть объема металлического образца разрушается квазивязко, так как наряду с мелкими ямками на поверхности излома встречаются участки межзеренного разру шения (рис. 3г). Учитывая, что при циклических нагрузках разрушение деталей на чинается с образования трещин на поверхности с постепенным их распространени ем в основной объем металла, толщина которого значительна, можно продлить дол говечность этого изделия путем увеличения толщины упрочненного поверхностного слоя.

б а 3 мм 100 мкм г в 5 нм 5 нм Рисунок 3 - Фрактограммы поверхности разрушения после испытания на ударную вязкость Заключение Экспериментально исследовано влияние поверхностного ультразвукового деформирования на прочностные характеристики высокопрочной стали 30ХГСН2А.

Установлено, что такая обработка приводит к упрочнению тонкого поверх ностного слоя путем дробления зерен исходного мартенсита и увеличения плотно сти дислокаций, способного в 1,5 раза повысить значение ударной вязкости высоко прочной стали в результате увеличения энергоемкости разрушения.

Сделано предположение, что для увеличения срока службы деталей перспек тивным является регулирование режимов обработки на интенсивность поверхност ного упрочнения и исследование его влияния на ударную вязкость.

Список литературы 1. Одинцов Л.Г. Упрочнение и отделка деталей поверхностным пластическим деформированием: Справочник. – М.: Машиностроение, 1987 –328 с.

2. Беляков Л.Н., Петраков А.Ф., Покровская Н.Г., Шалькевич А.Б. Новые высо копрочные стали. Металловедение и термическая обработка металлов, № 1997г, стр. 12-14.

3. Газетдинова А.О., Стрелкова И.Л. Влияние ультразвуковой упрочняющей обработки на механические свойства и структуру высокопрочной стали 30ХГСН2А. // Современные проблемы машиностроения: IV Международная научно-техническая конференция - Томск, ТПУ, 26-28 ноября 2008. - Томск:

Изд. ТПУ, 2008. - с. 173- Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И АБРАЗИВНУЮ ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ ПОКРЫТИЙ ИЗ ЗАЭВТЕКТИЧЕСКОГО ХРОМОЦИРКОНИЕВОГО ЧУГУНА А.Г.ПРИВАЛОВ, Б.В.ДАМПИЛОН Томский политехнический университет Введение Условия кристаллизации оказывают большое влияние на первичную струк туру белых износостойких чугунов [1]. Одним из наиболее значимых факторов, ока зывающих максимальное влияние на первичную структуру, является скорость ох лаждения. Автором также показано, что из-за высокой скорости охлаждения в большинстве случаев первородный аустенит белых чугунов пересыщен особенно карбидообразующими элементами. Повторный высокотемпературный нагрев при водит к выделению из пересыщенного аустенита вторичных карбидов, легирован ность аустенита углеродом и хромом снижается и уменьшается количество остаточ ного аустенита. В работе [2] указывается на возможность регулирования структуры белых чугунов с использованием термической обработки. Так нормализация дета лей с 11000С приводит к увеличению стойкости к истиранию на 40% по сравнению со стойкостью деталей без термической обработки.

Формирование покрытий через расплав (дуговая, лазерная, электронно лучевая наплавка) на поверхности упрочняемой детали характеризуется высокой скоростью кристаллизации из-за интенсивного теплоотвода в объем детали. В большинстве случаев при использовании высоколегированных наплавочных мате риалов из-за высокой скорости кристаллизации формируются покрытия с сильноне равновесным состоянием [3] и пересыщенной матрицей. Для приведения покрытий в равновесное состояние необходимо проводит дополнительную термическую обра ботку.

Выбор высокохромистого чугуна в качестве наплавочного материала для электронно-лучевой наплавки в настоящей работе также был обусловлен тем, что этот материал обладает высокой износостойкостью и активно используется для де талей, машин работающих в условиях интенсивного абразивного износа [1, 2]. Для легирования хромистого чугуна с целью дополнительного упрочнения покрытий был выбран цирконий. Известно [2], что модифицирование хромистых чугунов цир конием измельчает литое зерно и повышает надежность получения гарантирован ных свойств износостойкого чугуна.

Таким образом, исходя из вышесказанного, целью настоящей работы являет ся исследование влияния высокотемпературного отжига на структуру и свойства покрытий из хромистого чугуна легированного цирконием, полученных электронно лучевой наплавкой в вакууме.

Материалы и методики эксперимента Покрытия толщиной 2 мм были получены методом электронно-лучевой на плавки в вакууме на подложках из малоуглеродистой стали размером 2502515. В качестве наплавочного материала была использована механическая смесь (табл.1), состоящая из промышленных порошков хромистого чугуна марки ПГС27 и цирко ния.

Таблица 1 - Химический состав наплавочного материала Содержание, % мас.

Cr C Si Ni Mn Zr Fe 25.10 4.04 0.94 1.50 1.13 6 Основа Высокотемпературный отжиг образцов с покрытиями проводили в вакуум ной печи при различных температурах 800, 900, 1000, 11000С с выдержкой 60 мин и охлаждением в печи.

Микроструктуру покрытий исследовали с помощью оптического микроскопа «AXIOVERT 25СА». Микроспектральный анализ выполнен на приборе «Komebax microbeam». Микротвердость (H 0,981) покрытий определяли на приборе ПМТ-3.

Испытания покрытий на стойкость к абразивному изнашиванию проводили соглас но ГОСТ 23.208-79 «Метод испытания материалов на износостойкость при трении о нежесткозакрепленные абразивные частицы» (кварцевый песок). В качестве эталона использовались образцы, изготовленные из стали 45 в отожженном состоянии.

Результаты и обсуждение Проведенные испытания на абразивную износостойкость показали, что вы сокотемпературный отжиг образцов с покрытиями с 800 до 11000С существенно сказывается на уровне их износостойкости (рис.1а). Причем максимальной износо стойкостью обладают покрытия оттоженные при 10000С и 11000С. Коэффициент относительной износостойкости покрытий до и после отжига с 11000С составил КИ=18,8 и КИ=28,2 соответственно. Измерение микротвердости H (100 гр.) от гра ницы раздела с подложкой к поверхности покрытий показало, что среднее значение микротвердости покрытий подверженных высокотемпературному отжигу повыша ется с увеличением температуры отжига (рис.1б).

Ки Hm, ГПа а б 10, 9, 9, 26 8, 8, 7, 22 7, 6, 6, 5, 5, 1(без ТО) 2(800) 3(900) 4(1000) 5(1100) 1(без ТО) 2(800) 3(900) 4(1000) 5(1100) температура, С температура, С Рисунок 1 - Зависимость коэффициента относительной износостойкости Ки (а) и средней микротвердости Н (б) покрытий от температуры отжига Анализ металлографических исследований покрытий подверженных высоко температурному отжигу показал наличие ультрадисперсных вторичных карбидов в матрице между эвтектическими и первичными карбидами (Cr, Fe)7С3. Причем мак Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия симальное количество вторичных карбидов наблюдаются в покрытиях оттоженных при температурах с 1000 (рис.2) и 11000С.

Рисунок 2 - Микроструктура покрытия из хромистого чугуна легированного цирконием после отжига с 10000С (2000) Повышение микротвердости и износостойкости покрытий вероятно вызвано упрочняющим действием выделившихся вторичных карбидов. Авторы работы [2] предполагают, что более мелкие карбиды в хромистых чугунах, по-видимому, в со стоянии перераспределять возникающие напряжения при воздействии абразивных частиц, передавая часть их в окружающую металлическую основу, тем самым пре дотвращая хрупкое разрушение при ударе абразивной частицы. Кроме того относи тельно низкая износостойкость наплавленных покрытий обусловлена тем, что связ ка состоит преимущественно из аустенита и небольшого количества мартенсита.

Высокотемпературный отжиг с 11000С приводит к образованию в связке только мартенсита, что согласуется с данными работы [4]. По данным работы [2] износо стойкость чугуна с мартенситной структурой связки значительно выше чем с фер ритной или перлитной.

Согласно данным микрорентгеноспектрального анализа цирконий находится как составе карбидов, так и в составе связки (рис.3).

а б в г Рисунок 3 - Микроструктура покрытия из хромистого чугуна легиро ванного цирконием до (а) и после отжига с 11000С (б) и распреде ление циркония (светлые точки) в покрытиях (в, г) (1000) Выводы Высокотемпературный отжиг с 8000С до 11000С приводит к значительному повышению износостойкости и микротвёрдости покрытий из заэвтектического хро мистого чугуна легированного цирконием. Коэффициент износостойкости составил после наплавки Ки=18.8, а после дополнительной термической обработки - Ки=28.2.

Повышение микротвердости и износостойкости покрытий вероятно вызвано упрочняющим действием выделившихся вторичных карбидов и образованием в связке мартенсита.

Цирконий в покрытиях находится как в связке, так и в карбидах.

Список литературы 1. Герек А., Байка Л. Легированный чугун – конструкционный материал. М:

«Металлургия» - 1978. -С.127.

2. Цыпин И.И. Белые износостойкие чугуны. Структура и свойства.- М: «Ме таллургия» - 1983. С.110.

3. Гнюсов С.Ф., Игнатов А.А., Дураков В.Г. Структура и износостойкость по крытий на основе стали Р6М5 // ПЖТФ. – 2010 - Т.36. - Выпуск 14. - С. 17-25.

4. Дураков В.Г., Дампилон Б.В., Гнюсов С.Ф. Роль мелкодисперсных выделе ний карбида ванадия в повышении износостойкости покрытий из хромистого чугуна // Упрочняющие технологии и покрытия. – 2009. - №5. – С.10-14.

ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ ПОКРЫТИЙ ИЗ ВЫСОКОТИТАНОВЫХ ХРОМИСТЫХ ЧУГУНОВ Л.В.ЕРЁМИНА, Б.В.ДАМПИЛОН Томский политехнический университет 1. Введение Одной из основных задач современного машиностроения является повыше ние надежности и долговечности деталей машин и различных механизмов, рабо тающих в условиях интенсивного абразивного износа. Задача эта решается на осно Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия ве комплексного подхода, включающего как создание новых конструкционных и инструментальных материалов, так и разработку эффективных технологий упрочне ния рабочей поверхности.

Из композиционных материалов на металлической основе в промышленности широко применяются композиты с карбидной упрочняющей фазой, равномерно распределенной в вязкой металлической матрице. Это твердые сплавы, карбидо стали и карбидочугуны которые производятся жидкофазным спеканием смесей по рошков карбида и металлов. Подобную же структуру имеют композиционные по крытия с карбидной упрочняющей фазой, которые чаще всего наносят на упрочняе мые поверхности порошковым напылением или наплавкой. Из литературы [1, 2] из вестны износостойкие покрытия из карбидочугунов, полученные электронно лучевой наплавкой в вакууме. Авторы работ использовали в качестве наплавочных порошковых материалов высокохромистый чугун с добавлением промышленного карбида титана. Дополнительное введение карбидов титана в хромистый чугун при водит к значительному увеличению содержания карбидной фазы в покрытиях и не которому повышению абразивной износостойкости.


Из литературы [3] известно, что титан как легирующий элемент для легиро вания белых износостойких чугунов пока не применяется. Однако высокая твер дость карбида титана (HV 3200), сравнительная дешевизна и доступность титана определяют перспективность его использования как основного карбидообразующе го элемента в белых износостойких чугунах. Основным препятствием к реализации титановых износостойких чугунов являются трудности выплавки и разливки высо коуглеродистых сплавов с титаном из-за взаимодействия расплава с газами атмо сферы.

Использованная в настоящей работе технология электроннолучевой наплавки является одной из перспективных технологий в области нанесения износостойких покрытий. Основными достоинствами данной технологии являются: вакуумная за щита процесса наплавки покрытий, возможность использования широкого спектра наплавочных промышленных материалов, возможность дополнительного введения различных соединений (карбиды, бориды и др.) и чистых металлов в наплавочный материал из сталей, чугунов и других сплавов для формирования композиционных покрытий, обладающих высокими эксплуатационными свойствами.

Дополнительное легирование наплавочного порошкового материала из хро мистого чугуна марки ПГС27 титаном в настоящей работе было проведено с целью образования карбидов титана TiC в процессе наплавки за счет взаимодействия тита на с углеродом хромистого чугуна. Таким образом, задачей настоящего исследова ния является изучение особенностей формирования структуры и свойств покрытий, наплавленных из порошкового хромистого чугуна с высоким содержанием титана.

2.Материалы и методики эксперимента.

В качестве наплавочных материалов (табл.1) в работе использовали промыш ленные порошки хромистого чугуна марки ПГС27 и титана ПТЭМ-1 (до 40% мас.) дисперсностью 90-450 мкм. Для материала подложки использовались пластины из стали 3 толщиной 5 мм.

Микроструктуру покрытий исследовали с помощью оптического микроскопа «AXIOVERT 25СА». Структурно-фазовое состояние покрытий определяли с ис пользованием микрорентгеноспектрального анализа (МРСА) на приборе Komebax Microbeam, Leo Evo 50 и рентгенофазового анализа на установке ДРОН-3. Микро твердость (H 0,981) покрытий определяли на приборе ПМТ-3. Испытания покрытий на стойкость к абразивному изнашиванию проводили согласно ГОСТ 23.208- «Метод испытания материалов на износостойкость при трении о нежесткозакреп ленные абразивные частицы» (кварцевый песок). В качестве эталона использова лись образцы, изготовленные из стали 45 в отожженном состоянии.

Таблица 1 - Химический состав наплавочных порошковых материалов Состав Содержание, % мас.

Cr C Si Ni Mn Ti Fe ПГС27+10% мас. Ti 24,03 3,87 0,9 1,44 1,08 10.0 58. ПГС27+20% мас. Ti 21,36 3,44 0,8 1,28 0,96 20.0 52. ПГС27+30% мас. Ti 18,69 3,01 0,7 1,12 0,84 30.0 45. ПГС27+40% мас. Ti 16,02 2,58 0,6 0,96 0,72 40.0 39. Результаты и обсуждение Особенностью нанесения покрытий методом электронно-лучевой наплавки наплавочных материалов из хромистого чугуна с титаном является реакция взаимо действия титана с углеродом хромистого чугуна. Анализ металлографических ис следований образцов с покрытиями показал, что с повышением содержания титана в наплавочном материале увеличивается глубина проплавления подложки (рис.1) за счет дополнительного выделения тепла при реакции титана с углеродом и образова ния карбида титана. В образце, наплавленным материалом с 40% мас. титана на блюдается полное проплавление стальной подложки. Следует отметить, что все по крытия были наплавлены при одинаковых технологических параметрах электронно лучевой наплавки.

Испытания покрытий на стойкость к абразивному изнашиванию (рис.2) пока зали, что износостойкость покрытий из хромистого чугуна ПГС27 и ПГС27+10%Ti находиться на одном уровне. Износостойкость покрытий, наплавленных из мате риала с большим содержанием титана, значительно снижается. Измерение микро твердости покрытий показало, что максимальную микротвердость имеют покрытия состава ПГС27+10%Ti. Покрытия, наплавленные материалом с большим содержа нием титана обладают меньшим значением микротвердости. Снижение абразивной износостойкости и микротвердости покрытий связано с разупрочнением металличе ской основы покрытий за счет перехода углерода на образование карбида титана.

Анализ металлографических исследований полученных в работе покрытий показал, что структуры покрытий состава ПГС27+10% мас.Ti и ПГС27+20% мас.Ti без травления, характеризуются наличием вкраплений серого цвета (рис.3), являю щимися карбидами титана TiC. В покрытии состава ПГС27+30% мас.Ti карбиды ти тана не наблюдаются. После травления в «царской водке» в покрытиях наблюдают ся первичные карбиды Me7C3 (рис.4а, 4б) присущие заэвтектическим хромистым чугунам [3]. Причем наблюдается тенденция увеличения количества разветвленных эвтектических карбидов с повышением содержания титана в наплавочном материа ле. По морфологическим признакам покрытие состава ПГС27+30% мас.Ti соответ ствует эвтектическому хромотитановому чугуну (рис.4в), структура покрытия ха рактеризуется наличием разветвленной эвтектики.

Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Износ, мг l, мм 70 40%Ti 60 30%Ti 4 50 20%Ti 30 10%Ti 0%Ti 2 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3, 10 20 30 Содержание титана, % мас. Время, час Рисунок 1 - Влияние содержания тита- Рисунок 2 - Кинетика абразивного изно на в наплавочном материале на глубину са покрытий, наплавленных материа проплавления стальной подложки после лом с различным содержанием титана наплавки б а Рисунок 3 - Микроструктуры покрытий, наплавленные составами ПГС27+10%Ti (а) и ПГС27+20%Ti (б) без травления (1000) а б в Рисунок 4 - Микроструктуры покрытий после травления в «царской водке»: а ПГС27+10%Ti;

б - ПГС27+20%Ti;

в ПГС27+30%Ti (1000) Выводы:

1. При использовании наплавочных порошковых материалов на основе хроми стого чугуна марки ПГС27 дополнительно легированного титаном до 30% мас., формируются качественные покрытия, характеризующиеся хорошей «наплавляемо стью» при электронно-лучевой наплавке в вакууме.

2. В процессе наплавки хромистого чугуна с титаном наблюдается высокотем пературный синтез, значительно влияющий на температуру образования ванны рас плава и глубину проплавления стальных подложек.

3. В покрытиях наплавленных составами ПГС27+10%мас.Ti и ПГС27+20%мас.Ti в значительном количестве присутствуют частицы карбидов ти тана. Покрытие состава ПГС27+30%мас.Ti согласно металлографическим исследо ваниям является хромотитановым чугуном эвтектического состава.

4. Износостойкость покрытий с увеличением содержания титана в наплавочном материале уменьшается в результате перехода углерода в карбиды титана и разу прочнения связки покрытий.

Список литературы 1. Прибытков Г.А., Полев И.В., Дураков В.Г. Керметы и электронно-лучевые покрытия системы карбид титана - связка из высокохромистого чугуна // Перспективные материалы. 2002. № 1. С. 70.

2. Прибытков Г.А., Храмогин М.Н., Коржова В.В., Дураков В.Г. Электронно лучевые покрытия, наплавленные композиционными порошками карбид ти тана - легированный высокохромистый чугун // Физика и химия обработки материалов. 2007. № 2. С. 50-55.

3. Цыпин И.И. Белые износостойкие чугуны. Структура и свойства. Москва «Металлургия» 1983 г.

СТРУКТУРА И АБРАЗИВНАЯ ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ ПОКРЫТИЙ ИЗ ВЫСОКОХРОМИСТОГО БЕЛОГО ЧУГУНА Е.С.БАЛОВА, Б.В.ДАМПИЛОН Томский политехнический университет 1. Введение Современные тенденции в инженерии поверхности связаны с созданием уп рочняющих и защитных композиционных покрытий, обладающих высокими экс плуатационными характеристиками. Использование износостойких, коррозионно стойких, жаростойких, химически стойких покрытий позволяет резко сократить по тери металлов и дает возможность повысить качество, надежность и долговечность быстроизнашивающихся деталей машин и механизмов.

Одним из прогрессивных методов нанесения износостойких покрытий явля ется технология электронно-лучевой наплавки. Технология позволяет наносить за щитные износостойкие коррозионностойкие покрытия значительной толщины (до 5 мм) на детали из сталей и различных сплавов. Основными достоинствами техно логии электронно-лучевой наплавки являются: формирование покрытия через рас плав, что обеспечивает полное сцепление с основой и исключает отслаивание по Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия крытия в процессе работы;

быстрая кристаллизация зоны расплава в процессе на плавки способствует формированию мелкозернистой структуры покрытий.

Выбор хромистого чугуна в качестве наплавочного материала для электрон но-лучевой наплавки в настоящей работе был обусловлен тем, что этот материал является природным композиционным материалом, в структуре которого сочетают ся относительно пластичная основа и твердый и прочный, пространственно разветв ленный каркас эвтектических карбидов хрома [1]. Хромистый чугун марки ПГС характеризуется наличием большого количества крупных заэвтектических карбидов хрома имеющих форму шестигранника. Покрытия из хромистого чугуна ПГС27 об ладают высокой абразивной износостойкостью [2] однако имеют существенный не достаток такую как хрупкость при ударно-абразивном изнашивании. Натурные ис пытания коронок ковшей экскаваторов с покрытиями из хромистого чугуна марки ПГС27 проведенные в условиях компании «АЛРОСА», (г. Мирный) показали низ кие эксплуатационные свойства вследствие повышенной хрупкости покрытий в ус ловиях ударно-абразивного изнашивания. Крупные (до 500 мкм в длину) заэвтекти ческие карбиды хрома и их высокое содержание в покрытиях, вызывают повышен ную хрупкость покрытий в условиях ударно-абразивного изнашивания.


Получение покрытий из хромистого чугуна по составу близких к доэвтекти ческому, вероятно позволит решить проблему хрупкого разрушения покрытий в ус ловиях ударно-абразивного износа за счет большего содержания металлической связки.

На основании вышесказанного, целью настоящей работы является исследо вание структуры и свойств покрытий из хромистого чугуна марки ПГС27 с добав лением железа (до 40% мас.). Введение железа в хромистый чугун марки ПГС27 по зволит сформировать покрытия эвтектического и доэвтектического состава.

2. Материалы и методики эксперимента.

Покрытия были получены методом электронно-лучевой наплавки в вакууме.

В качестве наплавочных материалов (табл.1) в работе использовали промышленные порошки хромистого чугуна марки ПГС27 и железа (до 40% мас.) дисперсностью 90-450 мкм.

Таблица 1 - Химический состав наплавочных порошковых материалов Состав Содержание, % мас.

Cr C Si Ni Mn Fe ПГС27+10% мас. Fe 24,03 3,87 0,9 1,44 1,08 68, ПГС27+20% мас. Fe 21,36 3,44 0,8 1,28 0,96 72, ПГС27+30% мас. Fe 18,69 3,01 0,7 1,12 0,84 75, ПГС27+40% мас. Fe 16,02 2,58 0,6 0,96 0,72 79, Микроструктуру покрытий исследовали с помощью оптического микроскопа «AXIOVERT 25СА». Структурно-фазовое состояние покрытий определяли с ис пользованием микрорентгеноспектрального анализа (МРСА) на приборе Komebax Microbeam, Leo Evo 50 и рентгенофазового анализа на установке ДРОН-3. Микро твердость (H 0,981) покрытий определяли на приборе ПМТ-3. Испытания покрытий на стойкость к абразивному изнашиванию проводили согласно ГОСТ 23.208- «Метод испытания материалов на износостойкость при трении о нежесткозакреп ленные абразивные частицы» (кварцевый песок). В качестве эталона использова лись образцы, изготовленные из стали 45 в отожженном состоянии.

3. Результаты и обсуждение Анализ металлографических исследований показал, что в результате элек тронно-лучевой наплавки порошковых композиций на основе хромистого чугуна марки ПГС27 с добавлением железа (10, 20,30, 40% мас.) сформировались покры тия, значительно отличающиеся друг от друга по микроструктуре. Структура по крытия ПГС27+10% мас. Fe (рис.1а) характеризуется наличием крупных заэвтекти ческих карбидов шестигранной формы известных из литературы как соединения Cr7C3 и аустенитно-хромистокарбидной эвтектики. Микроструктура незначительно отличается от структуры чистого ПГС27. По морфологическим признакам покрытие ПГС27+10%мас.Fe представляет собой заэвтектический хромистый чугун. Структу ра покрытия ПГС27+20% мас. Fe (рис.1б) в отличие от предыдущего состава харак теризуется более мелкими заэвтектическими карбидами Cr7C3 и относительно большим содержанием аустенитно-хромистокарбидной эвтектики. По морфологи ческим признакам покрытие ПГС27+20%мас.Fe также представляет собой заэвтек тический хромистый чугун. Структура покрытия ПГС27+30% мас. Fe (рис.1в) зна чительно отличается от структур предыдущих составов и характеризуется наличием фактически одной аустенитно-хромистокарбидной эвтектики. По морфологическим признакам покрытие состава ПГС27+30%мас.Fe представляет собой эвтектический хромистый чугун. Структура покрытия ПГС27+40% мас. Fe (рис.1г) характеризует ся наличием отдельных аустенитных зерен и аустенитно-карбидной эвтектики, сви детельствующим о том, что структура покрытия соответствует доэвтектическому хромистому чугуну.

Проведенные испытания покрытий на стойкость к абразивному изнашива нию (рис.2) показали, что износостойкость покрытий уменьшается, с увеличением степени разбавления железом хромистого чугуна ПГС27. Что в условиях абразивно го износа без ударного воздействия является закономерным, т.к. разбавление приво дит к снижению концентрации основных элементов (хрома и углерода), в основном отвечающих за такие свойства как твердость и износостойкость.

Высокая скорость кристаллизации при электронно-лучевой наплавке приво дит к формированию покрытий с сильнонеравновесным состоянием, за счет интен сивного отвода тепла из зоны формирования покрытия в материал подложки. По этому в работе проведена дополнительная термическая обработка покрытий состава ПГС27+40% мас.Fe с целью приведения системы в сторону равновесия. Покрытие указанного состава является доэвтектическим чугуном и обладает максимальным количеством пересыщенной металлической основы. Согласно рентгенофазовому анализу покрытие состоит из комплексных карбидов хрома (Cr, Fe)7C3 и аустенит но-мартенситной матрицы.

Анализ металлографических исследований показал, что после высокотемпе ратурного отжига при 10000С в течение 1 часа, в покрытии наблюдается большое количество ультрадисперсных вторичных карбидов, выделившихся из пересыщен ной связки покрытия (рис.3). Абразивная износостойкость покрытий, подвергнутых термической обработке возрастает в 1.5 раза (с КИ=13 до КИ=20). Износостойкость возрастает в результате упрочнения металлической связки вторичными карбидами.

Вторичные карбиды препятствуют прямому воздействию абразивных частиц на ме таллическую основу и способствуют перераспределению напряжений при воздейст Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия вии абразивных частиц, передавая часть их в окружающую металлическую основу [1].

б а в г     Рисунок 1 - Микроструктуры покрытий из хромистого чугуна ПГС разбавленного различным количеством железа:

а- 10%мас.Fe;

б- 20%мас.Fe;

в- 30%мас.Fe;

г- 40%мас.Fe (500) Ки (эталон Ст.45) 0 10 20 30 железо, % мас.

Рисунок 2 - Зависимость значения коэффициента относительной абразивной изно состойкости (КИ) покрытий от количества железа дополнительно введенного в наплавочный материал из высокохромистого чугуна Рисунок 3 - Микроструктура покрытия состава ПГС27+40%мас.Fe после термической обработки (1000) Выводы:

1. При использовании наплавочных порошковых материалов на основе хроми стого чугуна марки ПГС27 дополнительно разбавленного железом до 40% мас., формируются покрытия по морфологическим признакам соответст вующие заэвтектическому, эвтектическому и доэвтектическому хромистым чугунам.

2. В результате дополнительной термической обработки происходит интенсив ное выделение из пересыщенной металлической связки вторичных карбидов, значительно влияющих на абразивную износостойкость покрытий. Износо стойкость покрытия состава ПГС27+40%мас.Fe в результате термической обработки увеличилась в 1,5 раза.

Список литературы 1. Цыпин И.И. Белые износостойкие чугуны. Структура и свойства. Москва «Металлургия» 1983 г.

2. Дураков В.Г., Дампилон Б.В., Гнюсов С.Ф. Роль мелкодисперсных выделе ний карбида ванадия в повышении износостойкости покрытий из хромистого чугуна // Упрочняющие технологии и покрытия. №5, 2009.

ВЛИЯНИЕ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОГО ОТЖИГА НА АБРАЗИВНУЮ ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ ПОКРЫТИЙ ИЗ ЗАЭВТЕКТИЧЕСКОГО ХРОМОВАНАДИЕВОГО ЧУГУНА Т.В.ДАМПИЛОН, Б.В.ДАМПИЛОН Томский политехнический университет Введение Износ детали в результате трения, приводящий к потере ее работоспособно сти, является причиной преждевременного выхода из стоя большинства деталей машин и оборудования горнорудной, металлургической, угольной промышленно Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия сти, промышленности строительных материалов, энергетики – везде, где перераба тывается минеральное сырье и где имеется контакт рабочей поверхности детали с абразивными частицами. Потери от износа исчисляются сотнями тысяч тонн метал ла в год;

еще больший ущерб наносится ухудшением технологических параметров работы машин и механизмов из-за износа их рабочих органов.

Одним из эффективных методов упрочнения поверхности деталей, работаю щих в условиях интенсивного абразивного износа, является наплавка. Прогрессив ной технологией нанесения износостойких покрытий является электронно-лучевая наплавка [1], активно развиваемая в Институте физики прочности и материаловеде ния. Технология позволяет наносить защитные износостойкие коррозионностойкие покрытия значительной толщины (до 5 мм) на детали из сталей и различных спла вов. Основным достоинством технологии электронно-лучевой наплавки является формирование покрытия через расплав. Данное обстоятельство обеспечивает пол ное сцепление покрытия с упрочняемой деталью, а также позволяет дополнительно вводить необходимые легирующие элементы для улучшения требуемых свойств по крытия.

Выбор заэвтектического хромистого чугуна в качестве наплавочного мате риала для электронно-лучевой наплавки в настоящей работе также был обусловлен тем, что этот материал обладает высокой износостойкостью [3]. Структура такого чугуна характеризуется наличием первичных тригональных карбидов (Сr,Fе)7С3 в форме длинных шестигранных призм и аустенитно-хромистокарбидной эвтектики, имеющей скелетное строение. В эвтектике матричной фазой является аустенит, а разветвленной – карбид (Сr,Fе)7С3.

Для легирования хромистого чугуна с целью дополнительного упрочнения покрытий был выбран ванадий. Известно [3], что легирование хромистых сплавов ванадием качественно улучшает упрочняющую фазу за счет образования собствен ного карбида VС, а также комплексных соединений: (Сr,Fе,V)7С3;

(Сr,Fе,V)23С6. Ва надий частично растворяется в карбиде хрома, сообщает ему повышенную стой кость против коагуляции и усиливает эффект дисперсионного твердения.

Из литературы известно [2], что термическая обработка деталей из хроми стых чугунов, легированных ванадием, оказывает существенную роль на стойкость к истиранию. Так нормализация с 11000С лопаток дробеструйных машин приводит к увеличению стойкости к истиранию на 40% по сравнению со стойкостью лопаток без термической обработки.

Таким образом, исходя из вышесказанного, целью настоящей работы являет ся исследование влияния высокотемпературного отжига на структуру и свойства покрытий из заэвтектического хромованадиевого чугуна, полученных электронно лучевой наплавкой в вакууме.

Материалы и методики эксперимента Покрытия толщиной 2 мм были получены методом электронно-лучевой на плавки в вакууме на подложках из малоуглеродистой стали размером 2502515.

Для предотвращения поводок и коробления положки закреплялись на массивной стальной основе. В качестве наплавочного материала была использована механиче ская смесь (табл.1), состоящая из промышленных порошков хромистого чугуна марки ПГС27 и ванадия.

Высокотемпературный нагрев образцов с покрытиями проводили в вакуум ной печи при температурах 8000С, 9000С, 10000С и11000С с выдержкой 60 мин.

Таблица 1 - Химический состав наплавочного материала Содержание, % мас.

Cr C Si Ni Mn V Fe 25,63 4,13 0,96 1,54 1,15 4 Основа Микроструктуру покрытий исследовали с помощью оптического микроскопа «AXIOVERT 25СА». Структурно-фазовое состояние покрытий определяли с ис пользованием микрорентгеноспектрального анализа (МРСА) на приборе Komebax Microbeam, Leo Evo 50 и рентгенофазового анализа на установке ДРОН-3. Микро твердость (H 0,981) покрытий определяли на приборе ПМТ-3. Испытания покрытий на стойкость к абразивному изнашиванию проводили согласно ГОСТ 23.208- «Метод испытания материалов на износостойкость при трении о нежесткозакреп ленные абразивные частицы» (кварцевый песок). В качестве эталона использова лись образцы, изготовленные из стали 45 в отожженном состоянии.

Результаты и обсуждение Анализ металлографических исследований покрытий подверженных высоко температурному нагреву показал наличие выделившихся из матрицы ультрадис персных карбидов, причем максимальное количество вторичных карбидов наблю даются у образцов отожженных при температуре 11000С (рис.1б). Согласно прове денному рентгеноспектральному анализу выделившиеся частицы представляют со бой карбиды сложного состава (Cr,Fe,V)7C3 и V2C. Средний размер выделившихся карбидов (Cr,Fe,V)7C3 составляет 248±10 m, а V2C – 100 m.

Рисунок 1 - Микроструктура покрытия из заэвтектического хромованадиевого чу гуна: а – до термической обработки, б – после высокотемпературного отжига с 11000С Рисунок 2 - Микроструктура покрытия из заэвтектического хромована диевого чугуна после высокотемпературного отжига с 11000С Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Измерение микротвердости H от границы раздела с подложкой к поверхно сти покрытий и испытания на абразивную износостойкость показали, что с увеличе нием температуры отжига повышаются микротвердость и коэффициент относи тельной абразивной износостойкости (рис.3). Максимальной абразивной износо стойкостью и микротвердостью обладают покрытия оттоженные при температуре 11000С. Повышение микротвердости и износостойкости покрытий вызвано упроч няющим действием выделившихся вторичных карбидов (Cr,Fe,V)7C3 и V2C.

Рисунок 3 - Зависимость микротвердости H (а) и коэффициента относительной абразивной износостойкости КИ (б) покрытий от температуры отжига Выводы:

1. Высокотемпературный нагрев (с 11000С с выдержкой 60 мин.) образцов с по крытиями из заэвтектического хромованадиевого чугуна приводит к выделе нию ультрадисперсных карбидов (Cr,Fe,V)7C3. Средний размер выделивших ся карбидов составил 248±10 m 2. В результате выделения ультрадисперсных карбидов увеличиваются микро твердость с 6,99 до 8,62 ГПа и коэффициент относительной абразивной изно состойкости от 21,03 до 27,15.

Список литературы 1. Панин В.Е., Белюк С.И., Дураков В.Г. и др. Электронно-лучевая наплавка в вакууме: оборудование, технология, свойства покрытий // Сварочное произ водство. – 2000. - №2. – С.34-38.

2. А. Герек, Л. Байка. Легированный чугун – конструкционный материал. М:

«Металлургия» - 1978. С.127.

3. И.И. Цыпин. Белые износостойкие чугуны. Структура и свойства.- М: «Ме таллургия» - 1983. С.110.

САМОУПРОЧНЯЮЩИЕСЯ ИЗНОСОСТОЙКИЕ ПОКРЫТИЯ ИЗ ХРОМОВАНАДИЕВОГО ЧУГУНА ДЛЯ ДЕТАЛЕЙ РАБОТАЮЩИХ ПРИ ПОВЫШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ А Д.ЗИНЧЕНКО, Б.В.ДАМПИЛОН Томский политехнический университет На металлургическом и машиностроительном производстве существуют процессы, связанные с работой технологического инструмента в условиях трения при повышенных температурах (прокатные валки, штамповой и прошивной инст румент и др.). Рабочая поверхность такого технологического инструмента подверга ется как механическому, так и тепловому воздействию. От износостойкости рабочей поверхности технологического инструмента зависят в первую очередь производи тельность оборудования и качество готовой продукции.

Одним из основных факторов малого срока службы такого инструмента яв ляется интенсивный абразивный износ. Эффективным способом повышения износо стойкости инструмента является нанесение на его рабочую поверхность защитного износостойкого и жаропрочного покрытия. Одним из перспективных наплавочных материалов для упрочнения технологического инструмента, работающего в услови ях высокотемпературного трения, может быть хромованадиевый чугун.

Одним из эффективных способов нанесения такого покрытия является элек тронно-лучевая наплавка. Электронно-лучевая наплавка характеризуется высокой скоростью кристаллизации зоны формирования покрытия. Энергия сканирующего по определенной траектории (кольцо, линия и др.) сфокусированного электронного луча позволяет мгновенно расплавить заданный участок движущейся стальной под ложки. Наплавочный материал, поступающий в расплавленную зону на поверхности подложки, переплавляется и мгновенно кристаллизуется, образуя покрытие. Высо кая скорость кристаллизации способствует формированию неравновесного, пере сыщенного (в случае высоколегированных наплавочных материалов) состояния ма териала связки покрытия.

Выбор хромистого чугуна эвтектического состава в качестве наплавочного материала для электронно-лучевой наплавки в настоящей работе был обусловлен тем, что этот материал является природным композиционным материалом, в струк туре которого сочетаются относительно пластичная основа и твердый и прочный, пространственно разветвленный каркас эвтектических карбидов хрома. Для легиро вания хромистого чугуна с целью дополнительного дисперсного упрочнения покры тий был выбран ванадий. Известно, что ванадий, обладает высокой реакционной способностью и образует дисперсные карбиды уже в жидком металле и в дальней шем стоек к коагуляции при высоких температурах. Следует отметить также, что твердость карбидов ванадия VC (HV3000 [3]) значительно выше основных карби дов (Cr, Fe)7С3 (HV1550 [6]) хромистого Основной наплавочный материал содержит большое количество углерода (4.3% мас.), хрома (до 27%), в качестве легирующего элемента был использован ва надий (5%). Для получения эвтектического состава основной материал был разбав лен железом (до 11%).

Таким образом, первоочерёдной задачей данного проекта настоящего проек та являлось получения эвтектического состава покрытия Секция 2. Поверхностное упрочнение и защитные покрытия Второй задачей является исследование особенностей формирования пере сыщенного твердого раствора в связке покрытия из хромистого чугуна эвтектиче ского состава легированного ванадием методом быстрой кристаллизации при элек тронно-лучевой наплавке в вакууме.

Третей задачей настоящего проекта будет являться определение температур ного интервала выделения ультрадисперсных карбидов из пересыщенного твердого раствора и влияния температуры на процессы коагуляции и роста карбидов. Для выполнения задачи предполагается провести высокотемпературный отжиг образцов с покрытиями в определенном температурном диапазоне.

В процессе работы использовали следующие материалы и методику иссле дования. Покрытия наносились методом электронно-лучевой наплавки в вакууме на подложки из стали 30 размером 5002520 мм. В качестве наплавочного материала использовался промышленный порошок хромистого чугуна марки ПГС27 с добав лением ванадия до 5% вес. дисперсностью 150-300 мкм. и железа 11% дисперсно стью 150-300. Толщина наплавленного покрытия составляла 3 мм.

При электронно-лучевой наплавке покрытий в связи с высокой скоростью кристаллизации расплава сформировалась неоднородная эвтектическая структура, состоящая из пересыщенного твердого раствора и эвтектических карбидов леги рующих элементов.(рис.1) Данное обстоятельство дает основание считать, что про ведение дополнительной термической обработки – отжига, - может повлиять на процессы растворения и выделения карбидов и изменение структуры покрытий и, как следствие, на уровень физико-механических свойств.

Рисунок 1 - Микроструктура образца ПГС27 +4% V,+11% Fe С целью дополнительного выделения дисперсных карбидов в матрице об разцы подвергали отжигу при температуре Тотж =1100оС с выдержкой 60 минут. При этом на образцах в перенасыщенном твёрдом растворе связки наблюдается выделе ние сложных ((Cr, Fe)7С3) ультрадисперсных карбидов (рис.2).

Рисунок 2 - Микроструктура образца ПГС27 +4% V+11% Fe, после отжига 1100 оС При детальном рассмотрении микроструктуры образца и при большем уве личении было замечено выделение нанодисперсных карбидов (рис.3), для их изуче ния нужны дополнительные исследования.

Рисунок 3 - Микроструктура образца ПГС27 +4% V+11% Fe, после отжига 1100 оС Измерение распределения микротвердости от границы раздела с основным материалом к поверхности покрытий показало, что. средняя микротвердость образ цов с покрытиями после нормализации значительно увеличивается. Микротвер дость определяли на приборе ПМТ-3 с нагрузкой 200 грамм. Повышение микро твердости покрытий после отжига вероятно вызвано упрочняющим действием вы делившихся вторичных ультрадисперсных карбидов хрома и ванадия.



Pages:     | 1 |   ...   | 2 | 3 || 5 | 6 |   ...   | 10 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.