close

Вход

Забыли?

вход по аккаунту

?

Повышение износостойкости NiCrBSi покрытий формируемых газопорошковой лазерной наплавкой

код для вставкиСкачать
На правах рукописи
СОБОЛЕВА Наталья Николаевна
ПОВЫШЕНИЕ ИЗНОСОСТОЙКОСТИ NiCrBSi ПОКРЫТИЙ,
ФОРМИРУЕМЫХ ГАЗОПОРОШКОВОЙ
ЛАЗЕРНОЙ НАПЛАВКОЙ
05.16.09 – Материаловедение (в машиностроении)
АВТОРЕФЕРАТ
диссертации на соискание ученой степени
кандидата технических наук
Екатеринбург – 2016
Работа выполнена в Федеральном государственном бюджетном учреждении
науки Институт машиноведения Уральского отделения Российской академии наук
Научный руководитель:
доктор технических наук,
старший научный сотрудник,
Макаров Алексей Викторович
Официальные оппоненты:
Потехин Борис Алексеевич,
доктор технических наук, профессор,
ФГБОУ ВО «Уральский государственный
лесотехнический университет»,
профессор кафедры «Технология
металлов»;
Ильиных Сергей Анатольевич,
кандидат технических наук,
ФГБУН Институт металлургии Уральского
отделения Российской академии наук,
старший научный сотрудник лаборатории
порошковых, композиционных и наноматериалов
Ведущая организация:
ФГБУН Институт физики прочности и
материаловедения Сибирского отделения
Российской академии наук, г. Томск
Защита состоится «22» декабря 2016 г. в 16:30 ч на заседании
диссертационного совета Д 212.285.04 на базе ФГАОУ ВО «Уральский
федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина» по
адресу: 620002, г. Екатеринбург, ул. Мира, 28, ауд. Мт-329 (зал Ученого совета
ИММт).
С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке и на сайте ФГАОУ ВО
«Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н.
Ельцина», http://lib.urfu.ru/mod/data/view.php?d=51&rid=262657
Автореферат разослан «
» ______________ 2016 г.
Ученый секретарь
диссертационного совета
Мальцева Людмила Алексеевна
2
ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ
Актуальность темы исследования и степень ее разработанности
Эффективным средством повышения долговечности и надежности различных
деталей и инструмента является формирование на их поверхности высокопрочных,
износостойких и коррозионностойких покрытий. Среди различных методов
получения покрытий прогрессивной технологией является лазерная наплавка, в
процессе которой тонкий поверхностный слой основного металла оплавляется
лазерным лучом совместно с присадочным материалом. Интерес к лазерной
наплавке резко возрос в связи с развитием лазерных аддитивных технологий.
NiCrBSi покрытия находят широкое применение в различных отраслях
промышленности как при восстановлении изношенных деталей, так и для
улучшения качества поверхности новых изделий. Структура таких сплавов обычно
состоит из вязкой низкопрочной матрицы и некоторого количества упрочняющих
карбидов и боридов, влияние которых на абразивную износостойкость покрытий
неоднозначно в зависимости от твердости абразива. Поэтому представляется
важным проведение исследований трибологических характеристик NiCrBSi
покрытий при скольжении по абразивам, твердость которых будет находиться в
различном соотношении с твердостью основных упрочняющих фаз покрытий. При
этом формирование различных по составу и твердости упрочняющих фаз в
наплавленных покрытиях может быть достигнуто за счет изменения количества
углерода, хрома и бора в составе наплавляемого порошка.
При наличии большого количества работ по испытаниям NiCrBSi покрытий на
трение скольжения в окислительной воздушной среде, исследованиям
трибологических свойств указанных покрытий в безокислительной газовой среде в
литературе не уделялось внимания. Влияние окислительной среды на
износостойкость может быть различным в зависимости от уровня прочности
материалов. В этой связи представляется важным проведение сравнительных
испытаний NiCrBSi покрытий с различным уровнем твердости на трение
скольжения в окислительной и безокислительной газовых средах.
Создание композиционных NiCrBSi–TiC покрытий является одним из методов
дополнительного повышения износостойкости хромоникелевых покрытий,
формируемых газопорошковой лазерной наплавкой. Однако в зависимости от
количества карбида титана можно ожидать разной эффективности использования
добавок высокопрочных частиц TiC для повышения износостойкости покрытий в
условиях реализации различных механизмов изнашивания при трении и абразивном
воздействии. Поэтому важным как с научной, так и с практической точек зрения
представляется изучение структурно-фазового состояния, твердости и поведения в
разнообразных условиях изнашивания композиционных NiCrBSi–TiC покрытий,
сформированных на поверхности стали лазерной наплавкой.
Покрытия из сплавов NiCrBSi находят широкое применение для улучшения
качества изделий, эксплуатируемых в условиях значительного нагрева (валки и
рольганги в станах горячей прокатки, штампы горячего деформирования и др.).
Имеющиеся в литературе сведения о влиянии термического воздействия на свойства
NiCrBSi покрытий, сформированных различными способами, противоречивы. При
этом применительно к полученным лазерной наплавкой покрытиям температуры
3
нагрева не превышали, как правило, 550-800 °С. В связи с этим важной задачей
является установление температурных условий применения NiCrBSi покрытий и
поиск путей повышения термической стабильности их структуры и свойств.
Особенностью наплавленных лазером слоев является значительная
волнистость и шероховатость поверхности. Это недопустимо для прецизионных
узлов трения. Традиционное шлифование абразивными кругами наплавленных
поверхностей может сопровождаться появлением «прижогов» и микротрещин, а
также опасных растягивающих напряжений, которые приводят к снижению
эксплуатационной стойкости деталей. В этой связи актуальным является поиск
финишной технологии обработки поверхности покрытий, которая позволит
устранить недостатки шлифования, обеспечив одновременно дополнительное
повышение
прочностных
и
трибологических
свойств,
формирование
благоприятного напряженного состояния, а также низкую шероховатость
поверхности. Перспективным представляется использование в качестве финишной
обработки
покрытий
такого
способа
поверхностного
пластического
деформирования как фрикционная обработка скользящими инденторами.
Работа выполнена в соответствии с основными направлениями научной
деятельности лаборатории конструкционного материаловедения ФГБУН "Институт
машиноведения Уральского отделения Российской академии наук" в рамках
государственного задания по теме № 01201375904, а также при поддержке проектов
президиума РАН № 12-П-1027, ОЭММПУ РАН № 12-Т-1-1010, ОФИ УрО РАН 111-11-УТ, УрО РАН № 15-9-12-45, РФФИ № 16-38-00452_мол_а, проекта молодых
ученых и аспирантов УрО РАН № 11-1-НП-575.
Цель диссертационной работы – изучение возможности повышения
износостойкости, прочности и теплостойкости наплавленных лазером NiCrBSi
покрытий за счет изменения состава порошков и дополнительных термической и
фрикционной обработок.
Для достижения поставленной цели в работе решались следующие задачи:
1. Исследовать
возможность
повышения
микромеханических
и
трибологических характеристик в зависимости от условий абразивного
изнашивания (абразив различной твердости) и трения скольжения (окислительная
или безокислительная среда) NiCrBSi покрытий за счет изменения содержания
углерода, хрома и бора в наплавляемом лазером порошке.
2. Изучить возможности дополнительного упрочнения и повышения
сопротивления абразивному и адгезионному изнашиванию путем создания при
газопорошковой лазерной наплавке композиционных NiCrBSi–TiC покрытий.
3. Исследовать влияние термического воздействия в интервале температур
200-1050 °С на структуру, фазовый состав, микротвердость и трибологические
свойства при скольжении по закрепленному абразиву NiCrBSi покрытия,
сформированного лазерной наплавкой, и установить на этой основе возможности
улучшения его характеристик комбинированной лазерно-термической обработкой.
4. Рассмотреть возможность применения финишной фрикционной обработки
для дополнительного повышения микромеханических и трибологических
характеристик поверхностных слоев NiCrBSi лазерного наплавленного покрытия
при одновременном обеспечении благоприятного напряженного состояния и низкой
шероховатости поверхности.
4
Научная новизна:
1.
Установлено, что в условиях испытаний по закрепленному абразиву
эффективность повышения износостойкости за счет формирования NiCrBSi и
композиционных NiCrBSi–TiC покрытий лазерной наплавкой определяется главным
образом не средней твердостью покрытий, а твердостью упрочняющих фаз (Cr23C6,
Cr7C3, CrB, TiC и др.) и механизмами изнашивания (микрорезание или царапание),
развивающимися в зависимости от соотношения твердости упрочняющих фаз
покрытия и твердости абразивных частиц (~3000 HV у карбида кремния, ~2000 HV у
корунда и ~1000 HV у кремня).
2. При высокотемпературном (1000-1075 °С) отжиге полученных лазерной
наплавкой NiCrBSi покрытий обнаружен новый эффект повышения их твердости и
износостойкости, обусловленный формированием высокопрочного износостойкого
каркаса из крупных карбидных и боридных частиц.
3. Впервые для наплавленного лазером NiCrBSi покрытия установлено
формирование финишной фрикционной обработкой наноструктурированного
упрочненного градиентного слоя, обладающего повышенной износостойкостью в
условиях трения скольжения и абразивного изнашивания, при одновременном
обеспечении наношероховатости поверхности и сжимающих напряжений в слое.
4. Показано, что повышение износостойкости наплавленных лазером
покрытий путем оптимизации их состава и проведения наноструктурирующей
фрикционной обработки обусловлено ограничением процессов микрорезания при
абразивном воздействии, пластического оттеснения и адгезионного схватывания при
трении скольжения
вследствие
установленной
методом
кинетического
микроиндентирования повышенной способности более прочных поверхностных
слоев покрытий деформироваться преимущественно в упругой области (без
остаточного формоизменения), а также эффективнее сопротивляться пластическому
деформированию после начала течения материала.
Практическая значимость работы
Предложены эффективные пути повышения износостойкости NiCrBSi
покрытий, формируемых газопорошковой лазерной наплавкой: увеличение
количества углерода, хрома и бора в наплавляемом порошке, формирование
композиционных покрытий с 15 и 25 мас. % TiC, проведение комбинированных
лазерно-термических и лазерно-деформационных обработок.
Полученные результаты могут быть использованы при совершенствовании
технологий получения износостойких NiCrBSi покрытий применительно к
конкретным условиям эксплуатации (воздействие абразивом различной твердости,
трение скольжения в различных средах, высокие температуры).
Получен патент РФ 2492980 на разработанный способ формирования NiCrBSi
покрытия с особо высоким уровнем теплостойкости, включающий газопорошковую
лазерную наплавку с последующим отжигом при температурах 1000-1075 °С,
обеспечивающий сохранение повышенных уровней твердости и износостойкости
покрытий в условиях нагрева до 1000 °С. Использование способа существенно
расширяет область применения NiCrBSi покрытий для деталей, эксплуатируемых
при повышенных (до 1000 °С) температурах.
Для более эффективного использования NiCrBSi наплавок в прецизионных
узлах трения предложено в качестве финишной технологической операции
5
формирования NiCrBSi покрытий использовать фрикционную обработку
индентором из мелкодисперсного нитрида бора, обеспечивающую повышение
микромеханических и трибологических свойств поверхностного слоя и высокое
качество обработки поверхности.
В акте внедрения от ОАО "Уральский научно-исследовательский
технологический институт" по результатам выполнения проекта ОФИ УрО РАН
«Разработка
комбинированных
технологий
создания
функциональных
хромоникелевых покрытий методами лазерной наплавки и дополнительного
проведения стабилизирующего отжига и наноструктурирующей фрикционной
обработки» отмечается, что результаты имеют важное практическое значение для
совершенствования современных технологических процессов лазерной обработки и
восстановления быстроизнашивающихся деталей машин и механизмов (прокатных
валков, посадочных мест под подшипники валов, шеек коленвалов, распредвалов,
эксцентриковых валов компрессоров холодильников и других изделий)
(Приложение 1 к диссертации).
Результаты диссертационной работы включены отдельным разделом в
дисциплину
«Лазерные
технологии
модифицирования
поверхности
и
прототипирования», входящую в образовательную программу «Лазерная техника и
лазерные технологии» ФГАОУ ВПО «Уральский федеральный университет имени
первого Президента России Б.Н. Ельцина» (Приложение 2 к диссертации).
Методология и методы диссертационного исследования
Научные исследования были проведены с привлечением современных методов
материаловедения и трибологии. Экспериментальные результаты были получены с
использованием сертифицированных и поверенных приборов и средств измерений.
Применялись оригинальные методики испытаний на износостойкость в условиях
абразивного изнашивания и трения скольжения, а также стандартизованные
методики микромеханических испытаний и определения твердости.
На защиту выносятся следующие основные положения и результаты:
1. Превалирующая роль твердости упрочняющих фаз (по сравнению со
средней твердостью покрытий) в сопротивлении абразивному изнашиванию
NiCrBSi и композиционных NiCrBSi–TiC покрытий, сформированных лазерной
наплавкой.
2. Эффект повышения теплостойкости до 1000 °С наплавленных лазером
NiCrBSi покрытий за счет формирования износостойкого каркаса из крупных
карбидных и боридных частиц при высокотемпературном отжиге.
3. Наноструктурирующая фрикционная обработка NiCrBSi покрытий как
финишная операция, обеспечивающая одновременно повышение твердости,
износостойкости, качества поверхности покрытия и формирование в нем
благоприятных сжимающих напряжений.
4. Связь результатов кинетического микроиндентирования поверхностей
покрытий с реализующимися механизмами их изнашивания при абразивном
воздействии и трении скольжения.
Степень достоверности результатов работы обеспечена большим объемом
экспериментального материала, использованием апробированных методов
микромеханических и трибологических испытаний, применением современных
методов изучения структуры, химического и фазового состава, профиля
6
поверхностей и продуктов изнашивания (растровая и просвечивающая электронная
микроскопия,
рентгеноструктурный
анализ,
энергодисперсионный
и
волнодисперсионный микроанализ, 3D-профилометрия), а также использованием
статистической обработки результатов измерений. Результаты исследований,
приведенные в диссертационной работе, не противоречат известным научным
представлениям и результатам.
Апробация работы. Основные результаты работы, изложенные в
диссертации, были доложены и обсуждены на следующих конференциях: Уральских
школах
металловедов-термистов
«Актуальные
проблемы
физического
металловедения сталей и сплавов» (г. Пермь, 2010; г. Магнитогорск, 2012; г.
Оренбург, 2014; г. Тольятти, 2016); Российских научно-технических конференциях
«Механика микронеоднородных материалов и разрушение» (г. Екатеринбург, 2010,
2012); Российской научно-технической конференции «Ресурс и диагностика
материалов и конструкций» (г. Екатеринбург, 2011); Международной научнотехнической конференции «Современные металлические материалы и технологии»
(г. Санкт-Петербург, 2011); Международной научно-технической конференции
«Актуальные проблемы трибологии» (г. Самара, 2011); Международной
инновационно-ориентированной конференции молодых учёных и студентов
«Актуальные проблемы машиноведения», (г. Москва, 2012); Международной
конференции «Актуальные проблемы прочности» (г. Екатеринбург, 2013); Научнопрактической конференции «Перспективы развития металлургии и машиностроения
с использованием завершенных фундаментальных исследований и НИОКР» (г.
Екатеринбург, 2013); International Congress on Energy Fluxes and Radiation Effects (г.
Томск, 2014); Российских научно-технических конференциях «Механика, ресурс и
диагностика материалов и конструкций» (г. Екатеринбург, 2014, 2015, 2016);
Международной конференции «Пленки и покрытия» (г. Санкт-Петербург, 2015).
Личный вклад автора. Соискатель участвовал в планировании и постановке
экспериментов,
подготовке
и
проведении
исследований
структуры,
микромеханических свойств, испытаний на износостойкость, термообработки,
фрикционной обработки материалов, исследовании поверхностей и продуктов
изнашивания. Анализ и интерпретация полученных результатов проводились
совместно с научным руководителем и соавторами публикаций. Результаты
исследований лично докладывались соискателем на указанных выше научнотехнических конференциях.
Публикации
По теме диссертационной работы опубликовано 8 статей в рецензируемых
научных журналах из перечня ВАК, 1 статье в журнале, не входящем в перечень
ВАК, 20 публикаций в сборниках материалов и тезисов докладов конференций,
получен 1 патент РФ на изобретение.
Структура и объем работы
Диссертационная работа состоит из введения, шести глав, заключения и двух
приложений. Работа изложена на 190 страницах, включая 75 рисунков и 22 таблицы.
Список использованной литературы содержит 202 наименования.
7
КРАТКОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ
Во введении обоснована актуальность темы диссертации, сформулированы
цель и задачи работы, научная новизна и практическая значимость, методология и
методы диссертационного исследования, приведены основные положения,
выносимые на защиту, описан личный вклад соискателя, степень достоверности и
апробации полученных результатов.
В первой главе проведен аналитический обзор литературных источников по
исследуемой теме. Описаны методы формирования покрытий и особенности
газопорошковой лазерной наплавки. Приведены известные данные о структуре
NiCrBSi и композиционных NiCrBSi–TiC покрытий, а также их микромеханических
и трибологических свойствах. Отмечена противоречивость сведений о влиянии
термического воздействия на характеристики NiCrBSi покрытий. Рассмотрены
поверхностные деформационные обработки покрытий. На основании анализа
литературных данных сформулированы основные задачи работы.
Во второй главе приведены материалы, методика эксперимента и методы
исследований.
Материалами для исследования были выбраны NiCrBSi порошки размером 40160 мкм (Таблица 1) и смесь, полученная перемешиванием порошка ПГ-СР2 состава
"Б" и 5, 15 и 25 мас. % порошка TiC размером 50-150 мкм.
Таблица 1 – Химический состав наплавляемых порошков
Сплав
ПГ-СР2 (А)
ПГ-СР2 (Б)
ПГ-10Н-01 (А)
ПГ-10Н-01 (Б)
Ni
основа
основа
основа
основа
Сr
13,5
14,8
16,0
18,2
Содержание элементов, мас. %
B
Si
2,1
2,4
2,1
2,9
3,5
4,0
3,3
4,2
С
0,30
0,48
0,80
0,92
Fe
5,0
5,0
5,0
5,0
Наплавку порошков на пластины из стали Ст3 размером 10010018 мм и
15012018 проводили с использованием газового СО2-лазера непрерывного
действия при мощности излучения 1,4-1,6 кВт, скорости 160-180 мм/мин, расходе
порошка 2,9-4,9 г/мин, размере лазерного пятна на поверхности 6,01,5 мм.
Порошковая смесь транспортировалась в зону наплавки инертным газом – аргоном
при давлении 0,5 атм. Наплавку покрытий осуществляли в два прохода путем
наложения одного слоя на другой (двухслойная лазерная наплавка).
Термическую обработку покрытий с нагревом в интервале температур 2001050 ºС (выдержка 1 ч) и последующим охлаждением проводили по двум
вариантам: нагрев в камерной печи с охлаждением на воздухе и нагрев в вакуумной
печи с охлаждением с печью.
Фрикционную обработку осуществляли при пятикратном сканировании
полусферическими инденторами плоских наплавленных электрополированных
поверхностей со средней скоростью скольжения при возвратно-поступательном
движении 0,013 м/с, длине хода 18 мм, смещении индентора на 0,1 мм на двойной
ход. Обработка обеспечивала отсутствие заметного фрикционного нагрева
поверхности трения. Использовались различные материалы индентора (природный
8
алмаз, мелкодисперсный кубический нитрид бора, твердый сплав ВК8), смазочноохлаждающие технологические среды (воздух, аргон, смазочно-охлаждающая
жидкость), нагрузки Р=350-1000 Н.
Трибологические испытания проводили в условиях трения скольжения по
пластине из стали Х12М твердостью 58-60 HRC в аргоне, на воздухе и со смазкой
(масло индустриальное И-30А), а также по закрепленному абразиву трех видов
(кремень SiO2, ~1000 HV; корунд Al2O3, ~2000 HV; карбид кремния SiC, ~3000 HV).
Интенсивность изнашивания каждого отдельного испытания рассчитывали по
формуле Ih=Q/(ρSL), где Q – потери массы образца, г; ρ – плотность материала,
г/см3; L – путь трения единичного испытания, см; S – геометрическая площадь
контакта, см2. Коэффициент трения f определяли как отношение силы трения F (Н) к
нормальной нагрузке N (Н). Для расчета удельной работы абразивного изнашивания
применяли формулу W=fNLρ/Q, где L – путь трения, м.
Микроструктуру, поверхности и продукты изнашивания изучали с
применением сканирующих электронных микроскопов: микроскопа VEGA II XMU
с вольфрамовым катодом, оборудованного волнодисперсионным (Inca Wave 700) и
энергодисперсионным (INCA Energy 450 XT) микроанализаторами; микроскопа с
автоэмиссионным катодом Шоттки высокой яркости Lira III Tescan и двухлучевого
электронно-ионного микроскопа ZEISS CrossBeam AURIGA при увеличениях 5030000. Электронно-микроскопическое исследование структуры образцов после
фрикционной обработки осуществляли также на просвечивающем электронном
микроскопе JEOL JEM 2100.
Рентгеноструктурный анализ выполняли на дифрактометре Shimadzu XRD7000 (в CrКα-излучении). Шероховатость и профиль поверхности образцов изучали с
помощью оптического профилометра Wyko NT-1100. Микроиндентирование
образцов проводили на измерительной системе Fischerscope HM2000 Xym согласно
стандарту ISO 14577 с использованием индентора Виккерса и программного
обеспечения
WIN-HCU. Для
измерений микротвердости
использовали
микротвердомеры Leica VMHT AUTO, Wilson & Wolpert 402 MVD, Shumadzu HMVG21DT.
В третьей главе определены структура, твердость, микромеханические
свойства, а также трибологические характеристики и механизмы изнашивания в
условиях воздействия закрепленным абразивом различной твердости (корунд, ~2000
HV; карбид кремния, ~3000 HV) и трения скольжения без смазки в различных
средах (воздух, аргон) NiCrBSi покрытий, полученных методом газопорошковой
лазерной наплавки из порошков с различным содержанием хрома, бора и углерода.
В результате лазерной наплавки на поверхности стали сформировались
покрытия толщиной до 2,8 мм. После шлифования толщина покрытий (А) и (Б) (см.
Таблицу 1) составляла соответственно 1,7-1,8 мм и 0,7-0,8 мм. Покрытия по всей
толщине (Рисунок 1а) характеризуются достаточно равномерным распределением
структурных составляющих. По данным рентгеноспектрального микроанализа и
рентгеноструктурного анализа, металлическую основу покрытий составляет γтвердый раствор на основе Ni и эвтектика, состоящая из γ и фазы Ni3B (Рисунок 1б,
в). В структуре покрытия ПГ-СР2 присутствуют также карбиды хрома Cr23C6, а в
покрытии ПГ-10Н-01 – карбиды Cr7C3 и бориды хрома CrB. С уменьшением
отношения Cr/C карбиды Cr7C3 формируются легче, чем карбиды Cr23C6.
9
а
б
в
Рисунок 1 – Общий вид покрытия ПГ-СР2 (А) после лазерной
наплавки (а), микроструктура покрытий
ПГ-СР2 (А) (б) и ПГ-10Н-01 (А) (в)
Смена упрочняющих фаз, а также повышение легированности γ-твердого
раствора при увеличении концентраций углерода, хрома и бора (см. Таблицу 1)
соответствует непрерывному росту средней микротвердости покрытий от 520 HV
0,05 у покрытия ПГ-СР2 (А) до 970 HV 0,05 у покрытия ПГ-10Н-01 (Б) (Таблица 2).
Таблица 2 – Средняя микротвердость HV 0,05 поверхностей NiCrBSi покрытий различного состава
и микротвердость отдельных фаз
Покрытие
HV 0,05
ПГ-СР2 (А)
ПГ-СР2 (Б)
ПГ-10Н-01 (А)
ПГ-10Н-01 (Б)
520±10
590±10
865±45
970±10
Микротвердость отдельных фаз
γ+Ni3B
Cr23C6
Cr7C3
CrB
530-650
1000-1150
–
–
550-790
580-750
–
1580-1830 1950-2420
710-840
γ
220-290
300-380
400-450
540-640
Метод кинетического микроиндентирования, позволяющий получать
диаграммы непрерывного вдавливания индентора, показывает (Таблица 3), что в
ряду исследуемых покрытий при повышении содержания элементов C, Cr и B (см.
Таблицу 1) непрерывно снижаются значения максимальной и остаточной глубины
вдавливания индентора hmax и hp, растут значения твердости по Мартенсу HM,
учитывающей не только пластическую, но и упругую деформации, и твердости
вдавливания при максимальной нагрузке HIT. Повышается также работа обратной
упругой деформации вдавливания We: более значительная работа затрачивается на
упругую деформацию и, следовательно, большая энергия упругой деформации
высвобождается при снятии измерительной нагрузки. Напротив, общая
механическая работа вдавливания Wt, состоящая из работы пластической
деформации и работы упругого восстановления, при увеличении легированности
покрытий снижается, так как более прочное и менее пластичное покрытие меньше
деформируется под индентором. Контактный модуль упругости E* (E*=Е/(1-2), где
Е – модуль Юнга,  – коэффициент Пуассона) у покрытий находится в пределах
E*=193-208 ГПа (см. Таблицу 3).
В Таблице 3 приведены также рассчитанные по данным микроиндентирования
параметры %R, НIT/Е* и НIT3/Е*2, которые в качестве обобщенных характеристик
10
механического поведения используются для оценки способности поверхностных
слоев сопротивляться механическому контактному воздействию и, соответственно,
выдерживать эксплуатационные нагрузки. Видно, что с увеличением в составе
покрытий углерода, хрома и бора возрастают отношение твердости вдавливания к
контактному модулю упругости НIT/Е*, а также упругое восстановление
%R=((hmax−hp)/hmax)×100%, которые характеризуют долю упругой деформации в
общей деформации и, соответственно, способность покрытия сопротивляться
воздействию без пластического деформирования. Еще более существенно (от 0,004
до 0,025) с увеличением легированности покрытий возрастает отношение НIT3/Е*2,
которое принято считать характеристикой сопротивления материала пластической
деформации, поскольку ему пропорционально напряжение течения Py материала.
Таблица 3 – Результаты микроиндентирования поверхностей NiCrBSi
покрытий при максимальной нагрузке на индентор 1,96 Н
hmax,
мкм
4,17
4,02
3,47
3,43
Покрытие
ПГ-СР2 (А)
ПГ-СР2 (Б)
ПГ-10Н-01(А)
ПГ-10Н-01 (Б)
hp ,
мкм
3,26
3,07
2,43
2,31
HM,
ГПа
4,4
4,7
6,3
6,5
HIT,
ГПа
5,6
6,3
9,2
9,7
E*,
ГПа
208
195
204
193
We,
мкДж
0,60
0,68
0,75
0,81
Wt,
мкДж
2,8
2,6
2,3
2,3
%R
HIT/E*
21,8
23,6
30,0
32,7
0,027
0,032
0,045
0,050
HIT3/E*2,
ГПа
0,004
0,007
0,019
0,025
У менее легированного покрытия ПГ-СР2 при испытаниях по двум абразивам
(корунд и карбид кремния) наблюдаются близкие уровни интенсивности
изнашивания (Ih=(1,7-1,8)10-5) (Рисунок 2а) и удельной работы изнашивания (W=4147 кДж/см3). Это обусловлено развитием одинакового механизма изнашивания –
микрорезания – при испытании покрытия по обоим абразивам. О микрорезании
свидетельствует наличие на поверхностях изнашивания глубоких борозд с острыми
краями, а в продуктах изнашивания – микростружек, образующихся в процессе
одноактного отделения микрообъема металла под воздействием абразивного зерна
(Рисунок 3а, б). Основная упрочняющая фаза покрытия ПГ-СР2 карбид хрома Cr23C6
с микротвердостью 1000-1150 HV не препятствует активному развитию
микрорезания, поскольку существенно уступает в твердости не только карбиду
кремния (~3000 HV), но и корунду (~2000 HV). Интенсивный износ, характерный
для микрорезания, происходит при отношении твердостей абразива и испытуемого
материала Ha/Hm>1,3 (М.М. Хрущев) или Ha/Hm≥1,5 (Zum Gahr).
а
б
11
Рисунок 2 – Изменение
интенсивности
изнашивания при
испытании по корунду и
карбиду кремния по
глубине поверхностного
слоя (h – расстояние от
поверхности) покрытий
ПГ-СР2 (А) (а) и
ПГ-10Н-01 (А) (б);
I – покрытие, II – стальная
основа
а
б
в
г
Рисунок 3 – Поверхности (а, в) и продукты (б, г) абразивного изнашивания после испытаний по
корунду Al2O3 покрытий ПГ-СР2 (А) (а, б) и ПГ-10Н-01 (А) (в, г)
В отличие от покрытия ПГ-СР2, у покрытия ПГ-10Н-01 при переходе к менее
твердому абразиву (от карбида кремния к корунду) интенсивность изнашивания Ih
снижается в 2,2 раза (от 1,310-5 до 0,610-5) (см. Рисунок 2б), а удельная работа
изнашивания W (работа, которую необходимо затратить для разрушения покрытия)
возрастает от 41 до 76 кДж/см3. На поверхности изнашивания покрытия ПГ-10Н-01
по корунду выявляются выглаженные участки, следы передеформирования металла
и усталостные микротрещины, характерные для малоцикловой фрикционной
усталости, а в продуктах изнашивания – большое количество чешуек (Рисунок 3в,
г). Следовательно, разрушение более легированного и высокопрочного покрытия
при испытании по корунду в значительной степени происходит по механизму
пластического оттеснения (царапания). Это обусловлено наличием в структуре
покрытия крупных частиц Cr7C3 и CrB c твердостью 1580-1830 HV и 1950-2420 HV
соответственно (см. Таблицу 2), сопоставимой с твердостью корунда Al2O3 (~2000
HV). При этом высокопрочные частицы Cr7C3 и CrB под действием зерен корунда не
выкрашиваются полностью.
При испытаниях на трение скольжения в безокислительной среде аргона
переход от покрытия ПГ-СР2 к более легированному покрытию ПГ-10Н-01
сопровождается снижением в 19 раз интенсивности изнашивания Ih (от 8,510-8 до
0,510-8) и, соответственно, резким ростом износостойкости, а также уменьшением
коэффициента трения f от 0,63 до 0,41 (Таблица 4). На поверхности покрытия ПГСР2 интенсивно развиваются процессы схватывания (Рисунок 4а), которые
характеризуются высокой скоростью разрушения вследствие образования и разрыва
узлов металлических связей. Наличие в покрытии ПГ-10Н-01 высокопрочных
частиц Cr7C3 и CrB эффективно ограничивает процессы схватывания, обеспечивая
переход к преимущественно упругому оттеснению (многоцикловой фрикционной
усталости) (Рисунок 4б) и соответствующее резкое снижение интенсивности
изнашивания при трении в аргоне по сравнению с покрытием ПГ-СР2.
Таблица 4 – Интенсивность изнашивания Ih, коэффициент трения f NiCrBSi покрытий при
испытаниях на трение скольжения без смазки
Покрытие
ПГ-СР2 (А)
ПГ-10Н-01 (А)
Испытания в аргоне
Ih = 8,5·10-8
f = 0,63
-8
Ih = 0,5·10
f = 0,41
12
Испытания на воздухе
Ih = 8,9·10-8
f = 0,43
-8
Ih = 4,4·10
f = 0,40
а
б
в
г
Рисунок 4 – Поверхности изнашивания после испытаний на трение скольжения в аргоне (а, б) и на
воздухе (в, г) покрытий ПГ-СР2 (A) (а, в) и ПГ-10Н-01 (А) (б, г)
Установленные при увеличении легированности покрытий ограничения
процессов микрорезания при абразивном воздействии и адгезионного схватывания
при трении скольжения в значительной степени обусловлены повышенной
способностью поверхности более прочного покрытия деформироваться
преимущественно в упругой области (без остаточного формоизменения), на что
указывают полученные данные микроиндентирования.
Переход к окислительной воздушной среде испытаний не оказывает заметного
влияния на интенсивность изнашивания покрытия ПГ-СР2 (Ih=8,910-8) (см. Таблицу
4) и механизм его изнашивания. Вследствие ускоренного разрушения
поверхностного слоя по механизму схватывания (Рисунок 4в) в данном случае не
создаются условия для формирования на поверхности покрытия устойчивых
окисных пленок, которые бы эффективно экранировали контактирующие
поверхности, препятствуя их адгезионному взаимодействию и последующему
изнашиванию. У более легированного покрытия ПГ-10Н-01 переход от
безокислительной среды аргона к воздушной среде, напротив, приводит к
значительному росту интенсивности изнашивания Ih (от 0,510-8 до 4,410-8) (см.
Таблицу 4). Механизм изнашивания покрытия ПГ-10Н-01, имевший при испытании
в аргоне преимущественно усталостный характер (см. Рисунок 4б), сменяется в
воздушной среде преимущественно усталостно-окислительным (Рисунок 4г).
Установленный резкий (на порядок) рост интенсивности изнашивания более
прочного покрытия ПГ-10Н-01 при переходе от среды аргона к воздушной среде
(см. Таблицу 4) можно объяснить сильным охрупчиванием в тонком поверхностном
слое ультрадисперсных (нанокристаллических) структур трения при обогащении их
кислородом в процессе трибологического испытания на воздухе.
В четвертой главе рассмотрены возможности дополнительного упрочнения и
повышения износостойкости NiCrBSi покрытий за счет введения в их состав
карбидов титана TiC и формирования композиционных покрытий NiCrBSi–TiC. С
этой целью проведен сравнительный анализ структурно-фазового состояния,
микротвердости,
трибологических
свойств
(интенсивность
изнашивания,
коэффициент трения, удельная работа изнашивания) и механизмов изнашивания при
испытаниях по закрепленному абразиву различной твердости (карбид кремния,
~3000 HV; корунд, ~2000 HV; кремень, ~1000 HV), а также в условиях трения
скольжения без смазки по стали базового NiCrBSi покрытия ПГ-СР2 состава "Б" (см.
Таблицу 1) и покрытий NiCrBSi–TiC (с добавками 5, 15 и 25 мас. % TiC).
13
При добавлении в состав наплавляемого порошка ПГ-СР2 5 мас. % карбида
титана TiC гранулометрического состава 50-150 мкм наряду с -твердым раствором
на основе никеля и эвтектикой γ+Ni3B, составляющими основу исходного покрытия
ПГ-СР2 (см. Рисунок 1б), в структуре покрытия появляются дисперсные (размером
несколько микрометров) частицы TiC (Рисунок 5а), а исходные крупные частицы
TiC в рассматриваемом покрытии не выявлены.
а
б
в
Рисунок 5 ‒ Структура и фазовый состав покрытий на основе ПГ-СР2 (Б) с добавками TiC в
количестве 5 (а) и 25 (б, в) мас. %
В покрытиях с 15 и 25 % мас. TiC присутствуют крупные включения
первичных карбидов титана TiC, которые не полностью растворились при наплавке
вследствие высокой температуры плавления карбида TiC (3140 °С) (Рисунок 5б).
Образуются также дисперсные карбобориды (Cr,Ni)23(C,B)6 и (Ti,Cr)(C,B),
являющиеся результатом частичного растворения TiC в процессе лазерной наплавки
и химического взаимодействия титана в расплаве с другими элементами. Таким
образом, наплавленный из порошков с 15 и 25 мас. % TiC поверхностный слой
представляет собой типичное композиционное покрытие («composite coating»),
состоящее из металлической матрицы системы легирования NiCrBSi, и крупных
(размером десятки микрометров) «вплавленных» включений TiC (см. Рисунок 5в).
Эффективность
повышения
абразивной износостойкости при
формировании
композиционных
покрытий NiCrBSi–TiC в сильной
степени зависит от твердости
закрепленного абразива, поскольку
соотношением твердостей абразива
и основной упрочняющей фазы
(TiC) в композиционном покрытии
определяются
его
механизмы
абразивного
изнашивания
(микрорезание, царапание). Данные
Рисунок 6 ‒ Интенсивность абразивного
Рисунка 6 показывают, что рост
изнашивания покрытий на основе ПГ-СР2 (Б) с
добавками карбида титана TiC (мас. %) при
износостойкости у композиционных
испытании по закрепленному абразиву трех видов
покрытий в значительно большей
14
мере проявляется при испытании по менее твердым абразивам, в особенности, по
кремню.
Композиционное покрытие NiCrBSi–TiC с 25 мас. % TiC имеет более высокую
абразивную износостойкость по сравнению с покрытием ПГ-10Н-01, несмотря на
меньшую среднюю микротвердость покрытия с TiC (Таблица 5). Это обусловлено
повышенной твердостью карбида титана (до 2900 HV) по сравнению с твердостью
упрочняющих фаз в покрытии ПГ-10Н-01 и, соответственно, более эффективным
ограничением каркасом из крупных частиц TiC процессов микрорезания даже при
испытании по наиболее твердому (~3000 HV) абразиву карбиду кремния.
Следовательно, твердость упрочняющих фаз оказывает более значительное влияние
на сопротивлении абразивному изнашиванию покрытий, чем их средняя твердость.
Таблица 5 ‒ Средняя микротвердость HV 0,1 покрытий и микротвердость упрочняющих фаз,
интенсивность изнашивания Ih при испытании по закрепленному абразиву различных видов
Покрытие
HV 0,1
75 % ПГ-СР2
(Б) + 25 % TiC
770±60
ПГ-10Н-01 (А)
Ih, 10-5
Испытания по
Испытания по карбиду
корунду (~2000 HV)
кремния (~3000 HV)
Упрочняющие фазы
(Ti,Cr)(C,B): ~2000 HV
TiC: 2500-2900 HV
Cr7C3: 1600-1900 HV
870±40
CrB : ≥2000 HV
0,4
1,0
0,6
1,3
В условиях трения скольжения без смазки по стали введение в состав
покрытия 25 мас. % TiC обеспечивает снижение интенсивности изнашивания в 1,8
раза (Таблица 6).
Таблица 6 – Интенсивность изнашивания Ih, коэффициент трения f и поверхности изнашивания
покрытий при испытании на сухое трение скольжения по пластине из стали Х12М
Состав наплавляемого порошка, мас. %
100 % ПГ-СР2 (Б)
75 % ПГ-СР2 (Б) + 25 % TiC
-8
Ih = 6,0·10
f = 0,40
Ih = 3,4·10-8
f = 0,62
а
б
в
Процессы пластического оттеснения значительно более интенсивно
развиваются на поверхности покрытия NiCrBSi (Таблица 6, а), чем на поверхности
покрытия NiCrBSi–TiC (Таблица 6, б). На поверхности трения композиционного
15
покрытия имеются отмеченные стрелками участки, которые являются крупными
частицами карбидами титана (Таблица 6, б, в). Таким образом, несмотря на высокую
хрупкость TiC и наличие несплошностей в его частицах (см. Рисунок 5б, в), в
процессе трения не происходит их полного выкрашивания. Крупные частицы TiC
формируют на поверхности трения композиционного покрытия высокопрочный
износостойкий каркас, который препятствует развитию деформационных процессов
при трении и снижает интенсивность полидеформационного (усталостноадгезионного) механизма изнашивания, для которого характерна малоцикловая
фрикционная усталость.
В пятой главе рассмотрено влияние термического воздействия в интервале
температур 200–1050 °С на твердость, трибологические свойства и структурнофазовое состояние покрытия ПГ-10Н-01 состава «А» (см. Таблицу 1). Предложена
комбинированная лазерно-термическая обработка, при которой формируется
износостойкое NiCrBSi покрытие с повышенным уровнем теплостойкости.
Покрытие ПГ-10Н-01 до нагрева имеет среднюю микротвердость 870 НV 0,05,
а в условиях испытаний по закрепленному абразиву корунду характеризуется
интенсивностью изнашивания Ih=5,9·10-6, удельной работой изнашивания W=75
кДж/см3 и коэффициентом трения f=0,46.
Нагрев до 200-600 °С не оказывает
заметного влияния на структуру и свойства
покрытия (Рисунок 7). После нагрева до 700-800
°С структура претерпевает незначительные
изменения (Рисунок 8а), связанные с протеканием
диффузионных процессов. При этом карбиды
Cr7C3 трансформируются в карбобориды сложного
состава (Cr,Ni)7(C,B)3. Основная упрочняющая
фаза CrB сохраняется в покрытии после
термической обработки при 800 °С. Относительно
небольшие изменения структуры обусловливают
лишь некоторое снижение микротвердости (до 780
НV 0,05), однако не оказывают заметного влияния
на трибологические характеристики покрытия (см.
Рисунок 7).
Термическое воздействие при 900-950 °С
приводит к растворению наиболее твердой
упрочняющей фазы – борида хрома CrB, который
не
был
обнаружен
в
структуре
рентгеноспектральным микроанализом (Рисунок
Рисунок 7 ‒ Влияние температуры
8б). Более интенсивное (по сравнению с нагревом
нагрева Т (выдержка 1 ч,
до 800 °С) протекание диффузионных процессов
охлаждение на воздухе) на
приводит к частичному растворению боридов
микротвердость НV 0,05,
никеля Ni3B из эвтектики γ+Ni3B в матричной фазе
интенсивность изнашивания Ih,
γ. На месте бывших боридов никеля формируются
коэффициент трения f и удельную
сложные частицы типа (Ni,Cr)3(B,C) (см. Рисунок
работу изнашивания W при
испытании по корунду покрытия
8б), а в частицах типа М7(C,B)3, где М=Cr,Ni,
ПГ-10Н-01 (А)
возрастает содержание никеля и бора.
16
а
б
в
Рисунок 8 ‒ Микроструктура покрытия ПГ-10Н-01 (А), после термического воздействия при
температурах 800 °С (а), 900 °С (б) и 1025 °С (в) с последующим охлаждением на воздухе
Уменьшение количества упрочняющих фаз после выдержки в интервале
температур 900-950 °С обусловливает сильное снижение микротвердости до 470-480
НV 0,05 и удельной работы абразивного изнашивания до W=37 кДж/см3, а также
резкий рост интенсивности изнашивания до Ih=(18,6-19,5)·10-6 и коэффициента
трения при испытаниях по закрепленному абразиву до f=0,69–0,72 (см. Рисунок 7).
При нагреве до более высоких температур (1000 °С и выше) происходит
полное диффузионное растворение частиц Ni3B в матричном твердом растворе. При
медленном охлаждении на воздухе от 1025 °С в структуре покрытия появляется
новая фаза – силицид никеля Ni3Si, входящая в состав эвтектики γ+Ni3B+Ni3Si
(Рисунок 8в), а также формируются крупные частицы карбидов и боридов хрома
Cr7C3 и CrB, образующие твердый износостойкий каркас в пластичной матрице на
основе γ. Это обеспечивает в покрытии, отожженном при 1000-1050 °С, рост
микротвердости до уровня, близкого к уровню твердости исходного наплавленного
покрытия, и даже более высокие трибологические свойства при абразивном
изнашивании (Ih=2,1·10-6, f=0,33, W=158 кДж/см3) по сравнению с покрытием, не
подвергнутым нагреву (см. Рисунок 7).
В покрытии, полученном комбинированной обработкой (лазерная наплавка +
отжиг при 1025 °С), после выдержки при 800-1025 °С сохраняется высокая
микротвердость (830-1030 HV 0,05) и низкая интенсивность абразивного
изнашивания (Ih=(3,3-5,1)·10-6) (Таблица 7).
Таблица 7 - Средние значения микротвердости HV 0,05 и интенсивности изнашивания Ih образцов
с покрытием ПГ-10Н-01 (А) после комбинированной обработки и выдержки (1 ч) при различных
температурах
Комбинированная обработка и выдержка при температуре
Характерист Комбинированная
ика
обработка
800 ºС
900 ºС
950 ºС
1000 ºС
1025 ºС
HV 0,05
840
830
960
880
960
1030
Ih, 10-6
4,8
5,1
4,4
4,7
4,1
3,3
Примечание: комбинированную обработку проводили по режиму: лазерная наплавка + отжиг при
1025 °С (выдержка 1 ч), охлаждение на воздухе
Следовательно, комбинированная лазерно-термическая обработка устраняет
резкое разупрочнение и снижение трибологических свойств покрытия при
17
температурах нагрева 900-950 ºС, характерные для покрытия, не подвергнутого
отжигу (см. Рисунок 7). Структура и фазовый состав покрытия, полученного при
комбинированной обработке, практически не изменяются после дополнительных
нагревов. На предложенный комбинированный способ создания на стальных
деталях хромоникелевых покрытий с особо высоким уровнем теплостойкости
получен патент РФ № 2492980.
Уменьшение скорости охлаждения от температуры отжига (замедленное
охлаждение с вакуумной печью по сравнению с охлаждением на воздухе) в процессе
комбинированной обработки приводит к формированию заметно более крупных
выделений упрочняющих фаз CrB и Cr7C3, образующих высокопрочный
износостойкий каркас. После такой обработки твердость покрытия повышается до
920 HV 0,05, а интенсивность абразивного изнашивания снижается до Ih=2,5·10-6,
т.е. после замедленного охлаждения с вакуумной печью от температуры отжига
абразивная износостойкость покрытия возрастает в 1,9 раза по сравнению с более
ускоренным охлаждением на воздухе.
В шестой главе изучено влияние технологических параметров фрикционной
обработки (материал индентора, смазочно-охлаждающая технологическая среда
(СОТС), нагрузка и коэффициент трения) на качество поверхности и
микромеханические свойства покрытия ПГ-СР2 состава «Б» (см. Таблицу 1),
полученного газопорошковой лазерной наплавкой. Исследовано влияние
фрикционной обработки на структуру и фазовый состав покрытия, интенсивность и
механизмы изнашивания, коэффициент трения и удельную работу изнашивания при
испытаниях по закрепленному абразиву и на трибологические свойства и
механизмы изнашивания в условиях трения скольжения по стальной пластине без
смазки и в условиях граничного трения.
Из данных Таблицы 8 следует, что фрикционная обработка покрытия ПГ-СР2
скользящими инденторами во всех исследованных СОТС при нормальной нагрузке
на индентор Р=350 Н, а также при использовании смазочно-охлаждающей жидкости
(СОЖ) и нагрузки Р=1000 Н формирует более качественные поверхности покрытия
(со средними параметрами шероховатости Rа=25-80 нм) по сравнению с исходной
электролитически полированной поверхностью (Rа=255 нм) и поверхностью после
шлифовки абразивным кругом на плоскошлифовальном станке (Rа=135 нм).
При этом наиболее эффективное упрочнение поверхности покрытия без
развития процессов схватывания достигается фрикционной обработкой
инденторами из мелкодисперсного нитрида бора на воздухе (855 HV 0,025) и из
твердого сплава в аргоне (800 HV 0,025) (при микротвердости после
электрополировки 570 HV 0,025 и шлифовки на станке 740 HV 0,025) при
относительно высоких коэффициентах трения (f=0,23-0,25) в паре «инденторпокрытие» (см. Таблицу 8), способствующих накоплению деформаций в
поверхностном слое. Результаты микроиндентирования покрытий после обработки
по таким режимам показывают повышенную способность поверхностного слоя
деформироваться в упругой области без остаточного формоизменения, а также
эффективнее сопротивляться пластическому деформированию после начала течения
материала по сравнению с поверхностью покрытия после электрополировки или
шлифовки на станке.
18
Таблица 8 - Влияние электролитического полирования, шлифования и фрикционной обработки с
различными технологическими параметрами на среднее арифметическое отклонение профиля Ra
и микротвердость HV поверхности покрытия ПГ-СР2 (Б)
Состояние образца
Исходное (электрополировка)
Шлифовка на станке
Фрикционная обработка
индентором из природного
алмаза
Параметры фрикционной обработки
СОТС
Р, Н
f
СОЖ
1000
0,08
Аргон
350
0,06
СОЖ
Фрикционная обработка
индентором из
мелкодисперсного кубического
нитрида бора
Фрикционная обработка
индентором из твердого сплава
ВК8
350
1000
350
500
350
500
1000
350
500
350
500
Воздух
Аргон
СОЖ
Воздух
Аргон
0,11
0,11
0,25
0,33
0,19
0,35
0,11
0,21
0,38
0,23
0,39
Rа, нм
HV 0,025
255
135
85
570
740
790
25
755
50
50
60
505*
80
300*
70
40
380*
60
445*
710
710
855
805
710
885
650
730
830
800
785
* – режим схватывания
Для покрытия, подвергнутого фрикционной обработке по выбранному режиму
(нагрузка Р=350 Н, индентор из мелкодиспесного кубического нитрида бора, СОТС
воздух), обеспечивающему одновременно повышенную твердость и пониженную
шероховатость поверхности, установлена общая толщина упрочненного
градиентного слоя 100 мкм, а также формирование благоприятных сжимающих
остаточных напряжений (=−400 МПа). В результате указанной фрикционной
обработки на поверхности сформированного лазерной наплавкой покрытия ПГ-СР2
образуется сильно диспергированный слой толщиной 5-7 мкм (Рисунок 9а, б).
а
б
в
Рисунок 9 ‒ Микроструктура поперечного сечения (а, б), микродифракция с участка фольги
диаметром 240 нм и темнопольное изображение в рефлексе (111)γ (в) поверхности покрытия
ПГ-СР2 (Б) после фрикционной обработки индентором из мелкодиспесного кубического нитрида
бора на воздухе при нагрузке P=350 Н
19
На
деформированной
поверхности
выявляется
смешанная
нанокристаллическая (размеры нанокристаллов γ не превышают 20 нм) (Рисунок 9в)
и субмикрокристаллическая (с размером кристаллитов 100-400 нм) структура,
возникающая при развитии ротационных мод пластической деформации. При этом в
тонком поверхностном слое покрытия происходит полное деформационное
растворение частиц Ni3B, а также диспергирование и частичное растворение
карбидов Cr23C6 (см. Рисунок 9б), содержащихся в структуре наплавленного
покрытия ПГ-СР2 (см. Рисунок 1б).
Наноструктурирующая
фрикционная
обработка
покрытия
ПГ-СР2
способствует росту на 20 % абразивной износостойкости при испытании по
закрепленному абразиву кремню, что проявляется в снижении интенсивности и
повышении удельной работы абразивного изнашивания. В условиях трения
скольжения без смазки фрикционная обработка устраняет период приработки,
характеризующийся наибольшей скоростью изнашивания. Это приводит к росту
износостойкости покрытия на начальном этапе трения.
При
испытаниях
на
трение
скольжения со смазкой (в условиях
граничного трения) фрикционная обработка
обусловливает наличие продолжительного
безызносного инкубационного периода и не
только
полностью
подавляет
этап
приработки, но и способствует менее
интенсивному разрушению покрытия на
участке установившегося изнашивания (это
отражает меньший тангенс угла наклона
кривой износа tgα3<tgα2) (Рисунок 10).
Повышенная диффузионная активность Рисунок 10 ‒ Изменение потерь массы
нанокристаллического γ-твердого раствора образца Δm на пути трения L при
на
основе
никеля
способствует испытаниях на трение скольжения со
формированию
на
упрочненной смазкой при нагрузке N=980 H по пластине
поверхности пленок сульфидов никеля NiS, из стали Х12М покрытия ПГ-СР2 (Б) в
исходном состоянии ("Покрытие") и после
образующихся в результате попадания в фрикционной обработки ("Покрытие +
зону фрикционного контакта серы из Фрикционная обработка")
смазки. Сульфидные пленки, обладая
высокой адсорбционной способностью и активизируя действие смазочного масла
при трении, сами играют роль постоянной твердой смазки, препятствующей
адгезионному взаимодействию наноструктурированной поверхности покрытия с
контртелом.
Повышение износостойкости NiCrBSi покрытия в результате фрикционной
обработки обусловлено ограничением микрорезания при абразивном воздействии и
сменой основных механизмов изнашивания от схватывания и пластического
оттеснения к упругому оттеснению при трении скольжения. Это является
следствием повышенной способности обработанного индентором поверхностного
слоя деформироваться в упругой области без остаточного формоизменения, а также
эффективнее сопротивляться пластическому деформированию после начала течения
материала, на что указывают данные кинетического микроиндентирования.
20
ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ
1. Для сформированных методом газопорошковой лазерной наплавки NiCrBSi
покрытий установлена возможность значительного повышения микромеханических
и трибологических свойств при абразивном изнашивании и трении скольжения за
счет увеличения содержания в наплавляемом порошке углерода, хрома и бора от
0,30-0,48 % С, 13,5-14,8 % Cr, 2,1 % В (покрытия ПГ-СР2 с основной упрочняющей
фазой Cr23C6 твердостью 1000-1150 HV) до 0,80-0,92 % С, 16,0-18,2 % Cr, 4,0-4,2 %
В (покрытия ПГ-10Н-01 с упрочняющими фазами Cr7C3,1580-1800 HV, и CrB, 19502420 HV), а также путем создания композиционных покрытий NiCrBSi–TiC с 15 и
25 мас. % карбида титана TiC твердостью 2500-2900 HV. Для покрытия ПГ-10Н-01 в
отличие от менее прочного покрытия ПГ-СР2 при переходе от безокислительной
среды аргона к воздушной среде установлен значительный (на порядок) рост
интенсивности изнашивания, обусловленный охрупчиванием поверхностного слоя
при обогащении его кислородом в процессе испытания на трение скольжения на
воздухе.
2. Высокопрочные карбидные и боридные фазы, в том числе крупные
содержащие несплошности частицы TiC, под воздействием закрепленного абразива
и при трении скольжения не выкрашиваются полностью, а образуют на поверхности
изнашивания выступающий износостойкий каркас, который и играет
определяющую роль в сопротивлении различным видам изнашивания NiCrBSi
покрытий. В условиях изнашивания закрепленным абразивом эффективность
повышения износостойкости за счет формирования NiCrBSi и композиционных
NiCrBSi–TiC покрытий определяется главным образом не средней твердостью
покрытий, а твердостью упрочняющих фаз (карбидов, боридов) и механизмами
изнашивания (микрорезание или царапание), развивающимися в зависимости от
соотношения твердости упрочняющих фаз покрытия и твердости абразивных
частиц. Вследствие этого эффективность повышения абразивной износостойкости за
счет увеличения содержания в покрытии карбида титана TiC, углерода, хрома и бора
в значительно большей степени проявляется при испытании по менее твердым
абразивам кремню (~1000 HV) и корунду (~2000 HV), чем по наиболее твердому
абразиву карбиду кремния (~3000 HV).
3. Впервые обнаружено резкое повышение твердости и трибологических
свойств наплавленного лазером NiCrBSi покрытия после отжига при температурах
1000-1050 ºС (по сравнению с сильным снижением свойств при нагреве до 900-950
ºС), обусловленное формированием в процессе отжига и последующего охлаждения
высокопрочного износостойкого каркаса из крупных карбидов и боридов хрома. На
основе установленного нового эффекта разработан способ получения покрытий
системы NiCrBSi с особо высоким (до 1000 °С) уровнем теплостойкости
комбинированной лазерно-термической обработкой (Патент РФ № 2492980),
включающей лазерную наплавку с дополнительным высокотемпературным
отжигом.
4. Предложено в качестве финишной обработки наплавленного лазером
NiCrBSi покрытия применять фрикционную обработку поверхности скользящим
индентором, формирующую градиентный слой с нанокристаллической структурой,
повышенными микромеханическими свойствами и благоприятными сжимающими
21
напряжениями при одновременном обеспечении наношероховатости поверхности
покрытия. Наноструктурирующая фрикционная обработка снижает интенсивность и
повышает удельную работу абразивного изнашивания, в условиях сухого трения
скольжения устраняет период приработки, а при граничном трении (со смазкой)
обусловливает наличие безызносного инкубационного периода и не только
подавляет этап приработки, но и способствует менее интенсивному разрушению
покрытия на стадии установившегося изнашивания.
5. Рост износостойкости в условиях абразивного и адгезионного изнашивания
NiCrBSi покрытий при увеличении содержания углерода, хрома, бора и проведении
финишной фрикционной обработки обусловлен ограничением процессов
микрорезания, схватывания и пластического оттеснения вследствие повышенной
способности более прочных покрытий и упрочненных поверхностных слоев
деформироваться в упругой области и противостоять пластическому
деформированию, на что указывают данные кинетического микроиндентирования.
СПИСОК ОСНОВНЫХ РАБОТ, ОПУБЛИКОВАННЫХ ПО ТЕМЕ
ДИССЕРТАЦИИ
Статьи, опубликованные в рецензируемых научных изданиях,
определенных ВАК РФ:
1. Соболева Н.Н. Влияние микроструктуры и фазового состава на
трибологические свойства NiCrBSi лазерных покрытий / Н.Н. Соболева, И.Ю.
Малыгина, А.Л. Осинцева, Н.А. Поздеева // Известия Самарского научного центра
РАН. – 2011. – Т. 13. – №4 (3). – С. 869-873 (0,25 п.л./0,10 п.л.).
2. Соболева Н.Н. Формирование композиционного покрытия NiCrBSi—TiC с
повышенной абразивной износостойкостью методом газопорошковой лазерной
наплавки / А.В. Макаров, Н.Н. Соболева, И.Ю. Малыгина, А.Л. Осинцева //
Упрочняющие технологии и покрытия. – 2013. – №11 (107). – C. 38-44 (0,44 п.л./0,15
п.л.).
3. Соболева Н.Н. Упрочняющая фрикционная обработка NiCrBSi лазерного
покрытия / Н.Н. Соболева, А.В. Макаров, И.Ю. Малыгина // Обработка металлов
(технология, оборудование, инструменты). – 2013. – № 4 (61). – С. 79-85 (0,44
п.л./0,16 п.л.).
4. Соболева Н.Н. Контактная выносливость NiCrBSi покрытий, полученных
методом газопорошковой лазерной наплавки / Р.А. Саврай, А.В. Макаров, Н.Н.
Соболева, И.Ю. Малыгина, А.Л. Осинцева // Обработка металлов (технология,
оборудование, инструменты). – 2014. – №4 (65). – С. 43-51 (0,56 п.л./0,12 п.л.).
5. Соболева Н.Н. Формирование износостойкого хромоникелевого покрытия с
особо высоким уровнем теплостойкости комбинированной лазерно-термической
обработкой / А.В. Макаров, Н.Н. Соболева, И.Ю. Малыгина, А.Л. Осинцева //
Металловедение и термическая обработка металлов. – 2015. – №3. – С. 39-46 (0,50
п.л./0,13 п.л.).
Soboleva N.N. Formation of wear-resistant chromium-nickel coating with extra high
thermal stability by combined laser-and-heat treatment / A.V. Makarov, N.N. Soboleva,
I.Yu. Malygina, A.L. Osintseva // Metal science and heat treatment. – 2015. – V. 57. – Is.
3. – P. 161-168.
22
6. Соболева Н.Н. Вихретоковый контроль усталостной деградации при
контактном нагружении NiCrBSi покрытий, полученных методом газопорошковой
лазерной наплавки / Р.А. Саврай, А.В. Макаров, Э.С. Горкунов, Л.Х. Коган, Н.Н.
Соболева, И.Ю. Малыгина, А.Л. Осинцева // Дефектоскопия. – 2015. – №11. – С. 4358 (1,0 п.л./0,15 п.л.).
Soboleva N.N. Eddy-current testing of fatigue degradation under contact loading of
NiCrBSi coatings obtained through gas–powder laser cladding / R.A. Savrai, A.V.
Makarov, E.S. Gorkunov, L.Kh. Kogan, N.N. Soboleva, I.Yu. Malygina, A.L. Osintseva //
Russian Journal of Nondestructive Testing. – 2015. – V. 51. – Is. 11. – P. 692-704.
7. Соболева Н.Н. Повышение микромеханических свойств и износостойкости
хромоникелевого лазерного покрытия финишной фрикционной обработкой / А.В.
Макаров, Н.Н. Соболева, Р.А. Саврай, И.Ю. Малыгина // Вектор науки
Тольяттинского государственного университета. – 2015. – №4 (34). – С. 60-68 (0,56
п.л./0,18 п.л.).
8. Soboleva N.N. The Behavior of Gas Powder Laser Clad NiCrBSi Coatings Under
Contact Loading / R.A. Savrai, A.V. Makarov, N.N. Soboleva, I.Yu. Malygina, A.L.
Osintseva // Journal of Materials Engineering and Performance. – 2016. – Vol. 25(3). – P.
1068-1075 (0,50 п.л./0,10 п.л.).
Патент:
9. Патент № 2492980 Российская Федерация, МПК В23К26/34, В23К26/14.
Способ получения теплостойкого покрытия [Текст] / Макаров А.В., Соболева Н.Н.,
Малыгина И.Ю., Осинцева А.Л.; заявитель и патентообладатель федеральное
государственное учреждение науки Институт машиноведения Уральского отделения
Российской академии наук (RU), № 2012114841/02, заявл. 13.04.2012, опубл.
20.09.2013. Бюл. № 26. - 6 с. (0,38 п.л./0,10 п.л.).
Статьи, опубликованные в журнале, не входящем в перечень ВАК, и в
сборниках материалов конференций:
10. Soboleva N.N. The tribological performances of a NiCrBSi–TiC laser-clad
composite coating under abrasion and sliding friction [Электронный ресурс] / A.V.
Makarov, N.N. Soboleva, I.Yu. Malygina, A.L. Osintseva // Diagnostics, Resource and
Mechanics of materials and structures. – 2015. – Is. 3. – P. 83-97. Режим доступа:
http://dream-journal.org/issues/2015-3 (0,94 п.л./0,30 п.л.).
11. Соболева Н.Н. Формирование износостойкой структуры хромоникелевого
лазерного покрытия при высокотемпературной обработке / А.В. Макаров, Н.Н.
Соболева, И.Ю. Малыгина, Р.А. Саврай, А.Л. Осинцева // Материалы VI Российской
научно-технической конференции «Механика микронеоднородных материалов и
разрушение» [Электронный ресурс], Екатеринбург, 24-28 мая, 2010. – Электрон.
оптич. диск, Статья № 151. – 9 с. (0,56 п.л./0,10 п.л.).
12. Соболева Н.Н. Трибологические свойства хромоникелевых лазерных
наплавок / Н.Н. Соболева, А.В. Макаров, И.Ю. Малыгина // Труды 5-го
Международного форума (10-й Международной конференции молодых ученых и
студентов) «Актуальные проблемы современной наук»: Естественные науки. Части
1-3: Математика. Математическое моделирование. Механика. Самара: Изд-во
СамГТУ, 2010. – С. 222-228 (0,22 п.л./0,10 п.л.).
13. Соболева Н.Н. Влияние технологических параметров фрикционной
обработки на характеристики хромоникелевого лазерного покрытия / А.В. Макаров,
23
Н.Н. Соболева, И.Ю. Малыгина // Сборник научных трудов ХII Международной
конференции «Трибология и надёжность», Санкт-Петербург, 24-26 октября, 2012.
Санкт-Петербург, 2012. – С. 168-178 (0,34 п.л./0,10 п.л.).
14. Соболева Н.Н. Влияние параметров фрикционной обработки на структуру
и свойства лазерного покрытия ПГ-СР2 / Н.Н. Соболева, А.В. Макаров, И.Ю.
Малыгина // Труды XXIV Международной инновационно-ориентированной
конференции
молодых учёных и студентов
«Актуальные
проблемы
машиноведения», Москва, 24-26 октября, 2012. Москва, 2012. – С. 167-170 (0,13
п.л./0,05 п.л.).
15. Соболева Н.Н. Повышение теплостойкости износостойкого хромоникелевого покрытия, сформированного лазерной наплавкой / Н.Н. Соболева, А.В.
Макаров, И.Ю. Малыгина, А.Л. Осинцева // Труды научно-практической
конференции «Перспективы развития металлургии и машиностроения с
использованием завершенных фундаментальных исследований и НИОКР»,
Екатеринбург, 1-4 октября, 2013. Екатеринбург, 2013. – С.268-270 (0,19 п.л./0,05
п.л.).
16. Соболева Н.Н. Формирование NiCrBSi покрытий с повышенной
износостойкостью / Н.Н. Соболева, А.В. Макаров, И.Ю. Малыгина // Материалы
XXII Уральской школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы
физического металловедения сталей и сплавов», Оренбург, 3-5 февраля, 2014 / отв.
ред. Грызунов В.И. Орск: Издательство ОГТИ (филиала) ОГУ, 2014. – С. 124-126
(0,09 п.л./0,03 п.л.).
17. Соболева Н.Н. Формирование износостойких NiCrBSi покрытий лазерной
наплавкой и комбинированными обработками / Н.Н. Соболева, А.В. Макаров, И.Ю.
Малыгина, А.Л. Осинцева // Сборник трудов 12-ой Международной конференции
«Пленки и покрытия – 2015», Санкт-Петербург, 19-22 мая, 2015. Санкт-Петербург:
Изд-во Политехн. ун-та, 2015. – С. 295-297 (0,09 п.л./0,03 п.л.).
18. Соболева Н.Н. Роль упрочняющих фаз в сопротивлении абразивному
изнашиванию NiCrBSi покрытий / Н.Н. Соболева, А.В. Макаров // Сборник
конкурсных докладов VII Международной школы с элементами научной школы для
молодежи «Физическое материаловедение», Тольятти, 31 января – 5 февраля, 2016.
Тольятти: Изд-во ТГУ, 2016. – С. 209-214 (0,19 п.л./0,10 п.л.).
24
Документ
Категория
Без категории
Просмотров
17
Размер файла
8 439 Кб
Теги
газопорошковой, nicrbsi, лазерное, покрытия, износостойкости, наплавкой, повышения, формируем
1/--страниц
Пожаловаться на содержимое документа