Исследование механизма разрушения железоуглеродистых сплавов абразивным инструментом

АННОТАЦИЯ

При исследовании обнаружено, что в процессе резания железоуглеродистых сплавов абразивным инструментом получается продукт изнашивания в виде порошка. Порошок представляет собой опилки (кусочки металла неправильной формы) либо стружку. Стружка характеризуется различной формой. Наиболее часто она имеет вид лепестков и очертаний, напоминающих пружину. Максимальный размер практически не зависит от режимов взаимодействия элементов трения. Средняя крупность образовавшихся частиц эквивалентна сфере диаметром 30 мкм, а при скоростях υ ≥ 15 м/с отмечено появление шариков металла размерами до 0,15 мм.

На основе лабораторных экспериментов по изнашиванию металлов абразивным кругом, обобщения опубликованной информации и теоретических исследований установлено, что искрообразование при отделении частиц износа с поверхности трения происходит в результате микрорезания с интенсивным окислением вновь образовавшейся поверхности при Т > 427 ^оC; а также грануляция их расплава с образованием полых металлических шариков при Т > 1 300 ^оC.

Механизм разрушения образцов хрупких металлов характеризуется интенсивным трещинообразованием на поверхности трения в виде сетки, ячейки которой выкрашиваются в результате отрыва и последующего «выворачивания на изнанку» при Т = 500–750 ^оC.

Научное значение обнаруженных закономерностей состоит в том, что они являются основой термодинамики при интенсивном изнашивании и существенно дополняют объем знаний о процессах трения и изнашивания, обработки металлов в машиностроении.

ABSTRACT

While investigating it has been found that in the process of cutting iron-carbon alloys with the abrasive tool, a wear product in the form of a powder is obtained. Powder is sawings (metal pieces of the irregular shape), or facings. The facings are characterized by a different shape: most often it looks like petals and outlines resembling a spring. The maximum size is practically independent of the interaction modes of friction elements; the mean size of formed particles is equivalent to the sphere with a diameter of 30 mm. Appearance of metal balls measuring up to 0,15 mm is noted at velocities υ ≥ 15 m / s.

Based on laboratory experiments on metals abrasion by the abrasive wheel, generalization of published information and theoretical studies, it is established that spark formation under separation of wear particles from the friction surface occurs as a result of micro cutting with intensive oxidation of the newly formed surface at T> 427 ° C as well as the granulation of their melt with the formation of hollow metal balls at T> 1300 ° C.

The fracture mechanism of fragile metal samples is characterized by intense crack formation on the friction surface in the form of a grid which cells are dyed out as a result of separation and subsequent "turning inside out" at T = 500-750 ° C.

The scientific significance of the observed regularities is that they are the basis of thermodynamics under intensive wear and significantly supplement the scope of knowledge about processes of friction and wear, metals working in the machine industry.

Количество металла, теряемого в результате износа деталей машин и оборудования во всем мире, оценивается миллионами тонн, а борьба с износом является актуальной научно-технической проблемой. Основным этапом на пути решения этой проблемы является создание физико-математической модели износа и разработка на этой основе методов «управления» износом.

Предложенная в 1962 году И.В. Крагельским усталостная теория [6] существенно развита в последние годы и считается ведущей теорией.

Расчеты износа по этой теории основываются на учете физико-механических свойств изнашиваемых материалов, которые существенно меняются при высоких температурах (t > 200 ^оC). Эти явления не учитываются усталостной теорией изнашивания, но находят отражение в энергетической теории трения и изнашивания Тиссена, Мейера и Хайнике [2; 6; 8], достаточно сложной для инженерного использования.

Установление закономерности образования частиц износа металлов в зависимости от температуры в зоне фрикционного контакта существенно уточняет и расширяет круг наших знаний об изнашивании и способствует решению проблемы борьбы с износом.

Для решения этой проблемы произведены эксперименты на машине трения. Торец пальчикового образца (диаметр 10 мм) истирался об образующую круга (диаметр 250 мм) в разных режимах трения: с нагрузками на образец (Р = 0-30 даН) и с постоянной окружной скоростью круга v = 2,5 м/с.

Техническая характеристика машины и основные параметры испытаний, характеристики машин трения, результаты испытаний, которые использованы в теоретических обобщениях, приведены в таблице 1.

Таблица 1.

Технические характеристики машин трения

Отличие использованной в наших опытах машины трения от указанных в источниках [4; 5] заключалось в том, что образец изнашивался при взаимодействии с цилиндрической поверхностью круга, что обеспечивало лучший отвод тепла и продуктов износа из зоны трения. Для измерения температур, возникающих при различных режимах взаимодействия элементов трения, использовался образец трубчатой формы с внутренней резьбой. В образец ввинчивалась другая трубка с наружной резьбой, в которой размещался датчик (термопара хромель-копель). Такая конструкция обеспечивала возможность измерения температуры на любом расстоянии от поверхности трения и исключала повреждение датчика в результате износа. Сигнал от термопары подавался на усилитель и осциллограф. При замерах температуры образец вращался относительно собственной продольной оси, втулка с термопарой не вращалась, а перемещалась по вертикали за счет наличия резьбы.

Исследовалась зависимость интенсивности изнашивания и характер образования частиц износа образцов из различных материалов (Стали 45, чугуна СЧ15, сплава латуни Л96) в разных режимах трения.

Методика исследования имела отличительную особенность в том, что показатели процесса изнашивания и характер образования частиц износа определялись на основе анализа продуктов износа и состояния изношенных поверхностей образца и абразивного круга.

Для этого осуществлялся сбор продуктов износа образца и абразивного круга; анализ металлической составляющей по размерам и форме частиц износа, их цвету химическому составу. После каждого опыта проверялось наличие металла на абразивном круге. При анализе использовались аналитические весы, микроскоп, увеличительные стекла и фотоаппарат.

Таким образом, впервые в практике изучения износа нами осуществлены исследования продуктов изнашивания на макроуровне.

Результаты анализа продуктов изнашивания за время 5 секунд при скорости 2,5 м/с и разных (0 – 30,0 даН) нагрузках приведены в таблице 2 и рисунках 1 и 2.

Таблица 2.

Результаты изнашивания образцов за время τ = 5 с в разных режимах

Рисунок 1. Зависимость массы изношенного металла от нагрузки

Рисунок 2. Металлическая составляющая продукта изнашивания при резании Стали 45 абразивным кругом

Примечание: 1 – шарики; 2 – порошок.

Анализ крупности образовавшихся частиц показал, что максимальный размер практически не зависит от режимов взаимодействия элементов трения и находится в диапазоне 0,01–0,12 мм, при скорости υ ≥ 15 м/с отмечено появление шариков металла размерами до 0,15 мм. В общем случае средняя крупность образовавшихся частиц эквивалентна сфере диаметром 30 мкм. Износ образца происходит по всей поверхности, с изменением нагрузки увеличивается число площадок контакта. Поэтому состав меняется только качественно, диапазон крупности частиц износа практически не меняется.

Результаты изучения продуктов изнашивания при 60-кратном увеличении показали, что в условиях отсутствия нагрева (Р = 0,36 кг/см², υ ≤ 1 м/с) преобладающим является усталостное изнашивание при упругом или пластическом фрикционном контакте. Наиболее характерен для этих видов взаимодействия продукт изнашивания в виде порошка. При малых нагрузках цвет светло-серый, при высоких – темно-синий. Такие цвета побежалости соответствуют 285–315 ^оC (фиолетовый и светло-синий) и 330 ^оC (серый).

Порошок представляет собой опилки (кусочки металла неправильной формы) либо стружку. Стружка характеризуется различной формой. Наиболее часто она имеет вид лепестков и очертаний, напоминающих пружину. Значительно (до 32,7 % по массе) содержание очень мелких образований (пыль), отшелушивающихся от поверхности трения в виде предельно охрупченного материала вследствие перенаклепа, окисления, диффузионного легирования или объема металла, образовавшихся при сдвиговых процессах. Сопоставление формы образовавшихся частиц с информацией по форме стружки, получающейся в машиностроении, показало наличие общих черт.

Продукты разрушения абразивного круга представлены осколками частиц неправильной формы размером до 900 мкм. Появляются осколки при условиях нагружения Р = 10 даН; υ = 2,5 м/с. При условиях стабилизации износа с увеличением нагрузки увеличивается рост массы осколков в прямой пропорциональной зависимости. При «пост стабильном» росте износа практически стабилизируется объем разрушенных частиц.

Большая часть тепла, возникающая в парах трения, расходуется на нагревание взаимодействующих деталей. При этом в соответствии со вторым началом термодинамики наблюдается невосполнимая потеря энергии (положительная энтропия) как в форме диссипации энергии в окружающую среду, так и потери ее с нагретыми частицами отделяющегося материала (частицами износа).

В существующих представлениях об образовании (отделении) частиц износа этот процесс чаще рассматривается как изотермический [6; 8]. Течение процесса определяется режимами взаимодействия элементов трения и физико-механическими свойствами материалов, формирующими характер фрикционного взаимодействия: упругий, пластический или микрорезание, условиями трения и другими факторами. Этими представлениями определяется выбор условий основных триботехнических испытаний.

Разрушение поверхности при трении или механической обработке в воздушной среде сопровождаются окислением. Пленка в несколько элементарных ячеек кристаллической решетки приостанавливает дельнейшее окисление. Продуктами окисления являются твердые растворы кислорода в железе; выше предела насыщения раствора выпадают окислы.

При естественном окислении в воздухе пленка состоит из слоев, расположенных от поверхности внутрь в последовательности, соответствующей убыванию кислорода в окисле. При температуре ниже 570 ^оC пленка состоит из самого твердого и хрупкого слоя окиси Fe₂O₃ (толщиной 10–45 мкм, твердость до 1 145 кг/мм²), слоя магнитной окиси железа Fe₃O₄ (50–120 мкм, 645 кг/мм², соответственно), хрупкого и легко отделяющегося от нижерасположенного слоя закиси железа FeO (70–150 мкм, 55 кг/мм²); затем идет слой раствора кислорода в железе (70–150 мкм, 500 кг/мм²) и основной металл (140 кг/мм²).

Наружный слой может состоять также из магнетита Fe₂O₃ (50-150 мкм, ~ 720 кг/мм²) и следующего за ним слоя закиси FeO. Содержание кислорода в слоях зависит от температуры. Износостойкость слоя Fe₂O₃ выше, чем FeO в (645…1 145) / 550 = 1,17…2,08 раза. Если учесть скорость образования пленок окиси, можно определить скорость изнашивания, не приводящую к изменению твердости слоя.

В соответствии с современными представлениями высокотемпературной химии и общей металлургии фазовые (полиморфные) превращения сталей при нагреве до температуры плавления включают точки Ас₂ (768 ^оC) – переход магнитного α-железа в α (β); Ас₃ (910^оС) – переход α (β) в γ; Ас₄ (1 401 ^оC) переход γ в δ.

Наибольшее снижение прочности (предела текучести) железа связывают с моментом α↔γ превращения за счет ослабления межатомных связей в переходном состоянии до 0,1 МПа [8]. Отмечается, что присутствие водорода даже при небольших давлениях снижает предел текучести железа в момент α↔γ превращения с 1 до 0,0002 МПа. В условиях многократного циклического нагружения α↔γ превращения происходит при 1 073–1 123 ^оK (800–850 ^оC).

Структурные превращения сталей определяются переходом аустенита – твердого раствора внедрения в γ-железе Fe_γ(C) в мартенсит – пересыщенный твердый раствор углерода в α-железе Fe_α(C) [7] при температурах метастабильного равновесия аустенит-мартенсит (768–810 ^оC). При этом гранецентрированная решетка меняется на тетрагональную. Углерод не успевает выделиться в виде Fe₃C, и происходит изменение твердости от 160–200 до 500
600 (в 2,5–3,75 раза). В описанных H. Uetz и J. Föhi опытах установлено изменение микротвёрдости с 260 до 550 (в 2,08 раза) [8].

В зависимости от условий взаимодействия элементов трения наиболее полно проявляются некоторые из описанных выше превращений: химические в схемах Келя-Зибеля и Крагельского [6; 8], фазовые при взаимодействии металлического образца из Стали 3 с ретинаксом; структурные при трении металлов [2].

Исследованиями зарубежных ученых, такими как J.F. Archard, W. Hirst, T.F.J. Quinn, доказано, что существует корреляция между окислами, получающимися в экспериментах и ожидаемыми при температурах вспышки, «однако разумнее считать ответственной за процесс окисления некоторую среднюю поверхностную температуру» [6; 8].

Обобщение результатов, полученных нами при экспериментальных исследованиях и обзоре опубликованных данных [1; 4], дает основание утверждать, что существует два независимых и принципиально различных механизма образования шариков:

- микрорезание (снятие микростружки) и интенсивное окисление вновь образованной поверхности (горение), приводящие к сворачиванию стружки в шарик;

- образование расплава в зоне фрикционного контакта, вынос его контртелом из зоны контакта, отделение от контртела, протекающие в воздушной среде подобно грануляции (лат. Granulum – зернышко) с образованием шариков.

Характер фрикционного контакта определяется значением критерия (h/R) И.В. Крагельского, где h – глубина, R – радиус частицы абразива (выступа микронеровности), Е – модуль упругости; для упругих и пластичных деформаций граничным является уравнение [2; 6; 8]:

(h/R)₁ ≤ (200_t  / Е)²                                                        (1)

Границами пластических деформаций и микрорезания для сталей в условиях отсутствия смазки является значение (h/R)₂ = 0,1, а для смазанных поверхностей (h/R)₂ = 0,3 [6; 8].

Нами доказано [4; 5], что повреждение или разрушение частиц абразива исключает микрорезание. При взаимодействии сталей с наждачным кругом также характерно разрушение частиц; это условие записывается в виде [6]:

h/R = σ/2НВ                                                       (2)

С учетом диапазонов колебаний физико-механических свойств частиц абразива и взаимодействующих с ними железоуглеродистых сплавов можно записать:

Такое соотношение справедливо только для условий отсутствия нагрева взаимодействующих элементов трения – изотермического течения процесса изнашивания. С учетом изменения физико-механических свойств железоуглеродистых сплавов в зависимости от температуры:

НВ = НВ₀ е^-αТ,                                           (3)

где αТ – коэффициент, равный 0,002 при Т ≤ Т_пл / 2 и 0,008 при Т > Т_пл / 2, можно утверждать, что микрорезание становится возможным уже при двукратном снижении твердости сплава, которому соответствуют значения температуры ~ 500 ^оC. Решение уравнения (3) относительно температуры дает для железосодержащих сплавов значение 427 ^оC, которое, очевидно, следует считать нижним пределом температур начала микрорезания и пост стабилизационного роста износа.

Интенсивное окисление происходит при обнажении неустойчивых структур: железа (Fe) или неустойчивого до 570 ^оC оксида (FeO). Это условие выполняется при глубине внедрения частицы большей, чем толщина наружных слоев Fe₂O₃ и Fe₃O₄, составляющая 60–165 мкм, а с учетом условия, что диаметр частиц абразива составляет 1 200–3 300 мкм, это является верхним пределом крупности, поскольку при интенсивном изнашивании пленка окислов такой толщины не успевает образовываться. Окисление частиц может протекать даже при комнатной температуре. Это подтверждается «возгоранием» стружки, полученной в результате шлифования в вакууме после перенесения ее на воздух [8]. Оксид железа FeO – черный, легко окисляющийся порошок, получается как в результате окисления металлического железа:

2Fe + O₂ = 2FeO,

так и восстановлением оксида железа при температуре ниже 570 ^оC:

Fe₂O₃ + CO = 2FeO + CO₂.

Обобщая сказанное, отметим, что в диапазоне температур до 570 ^оC идет интенсивное окисление металла, «выгорание» углерода, а также распад оксида железа по реакции:

4FeO = Fe₃O₄ + Fe,

поскольку соединение FeO устойчиво только при температурах выше 570 ^оC. Описанные выше эксперименты и анализ продукта изнашивания показали, что в диапазоне температур 427–900 ^оC наблюдается искрообразование и обуславливается тем, что часть пленки окисла на поверхности металла, обращенная к окружающей среде, находится в сжатом состоянии. Поэтому при снятии с поверхности эта пленка легко скручивается. Наличие сжимающего тангенциального напряжения объясняется тем, что образующиеся химические соединения на поверхности имеют меньший шаг решетки, чем исходный металл [6; 8]. Пленка связана с металлом одной из сторон и не может привести его к сжатию. Течение химических реакций приведет к значительному выделению тепла, оплавлению частиц металла с образованием пустотелых шариков.

Раскаленное железо в воздухе легко окисляется. Продукт высокотемпературного окисления состоит из трех слоев: наружного – окиси железа Fe₂O₃, среднего – смеси закиси-окиси Fe₃O₄(FeO^.Fe₂O₃) и примыкающего к железу слоя FeO, то есть раскаленное железо горит с образованием закиси-окиси железа:

4Fe + 3O₂ = 2Fe₂O₃ (t < 570^oC);

3Fe + 2O₂ = Fe₃O₄ (t > 570^oC).

Горение сопровождается выделением большого количества теплоты и разбрасывания раскаленных частиц. При высокой температуре (700–900 ^оC) железо реагирует с парами воды по приведенному уравнению.

Цвет исходного металла в диапазоне температур 500–1 250 ^оC темно-коричневый, искр – светло-желтый, что соответствует 1 150–1 250 ^оC. При дальнейшем росте температур появляется расплав, поскольку температура плавления оксидов ниже, чем основного металла (для FeO – 1 377 ^оC, Fe₃O₄ – 1 527 ^оC). Это явление сопровождается резким ростом интенсивности изнашивания [8], потому что модуль упругости жидкой фазы (10⁴ МПа) на порядок ниже твердой фазы (10⁵ МПа).

Это явление было обнаружено в опытах [8] и классифицировано как износ подплавлением. В других опытах [3] это явление характеризуется как «оплавление и размазывание металла по поверхности трения».

При появлении в зоне фрикционного контакта расплава (t > 1 300 ^оC) механизм образования шариков меняется. В наших опытах частицы абразива на круге «обволакивались» жидким металлом, который после выхода из зоны контакта отбрасывался от круга под действием центробежных сил, принимал форму капли и затвердевал в результате охлаждения на воздухе.

При образовании шариков из расплава определяющим является поверхностное натяжение – термодинамическая характеристика поверхности разделения фаз (тел), определяемая работой обратимого изотермического образования единицы площади этой поверхности.

Механизм разрушения образцов хрупких металлов (СЧ15) по мере нагревания характеризуется интенсивным трещинообразованием поверхности трения в виде сетки, ячейки которой выкрашиваются в результате отрыва и последующего «выворачивания» (500–650 ^оC, для аустенитных сталей – до 750 ^оC). Это объясняется низкой теплопроводностью и значительным тепловым расширением металла («термическая усталость»). При этом в межкристаллическое пространство выделяются вредные примеси (например, сера), приводящие к «красноломкости» металла (ослаблением связи между кристаллами, представленное на рисунке 3).

Таким образом, теоретически и экспериментально доказано существование принципиально различных механизмов искрообразования при фрикционном взаимодействии железоуглеродистых сплавов с абразивом при Т_max  ≥ 1 300 ^оC; начало искрообразования происходит при Т ≥ 427 ^оC.

Рисунок 3. Трещины термической усталости