Структурные изменения трибоповерхностей в конвейерах с подвесной лентой

Размещено на http://www.allbest.ru/

Структурные изменения трибоповерхностей в конвейерах с подвесной лентой

С.В. Давыдов, В.М. Сканцев

Установлено, что в конвейерах с подвесной лентой структура трибоповерхностей сопряжения «опорный ролик - труба» под воздействием значительных напряжений и деформаций разупрочняется. Предложена технология дисперсионного упрочнения материалов опорных роликов конвейера.

Ключевые слова: конвейер с подвесной лентой, трибоповерхность, дисперсионное упрочнение, микротвердость, твердый раствор, модифицирование чугуна.

Разработка, создание и эксплуатация конвейерного транспорта нового поколения - конвейеров с подвесной лентой - поставила целый ряд задач в области материаловедения и обусловила необходимость исследования структурных изменений в материалах при высоких уровнях холодной пластической деформации в зоне контакта открытой пары трения качения «опорный ролик-направляющая труба» (далее по тексту - «ролик-труба»).

Интенсивное изнашивание ролика и трубной направляющей в процессе эксплуатации конвейеров с подвесной лентой определило постановку цели и задач настоящих исследований: установить причины их повышенного износа в результате контактного взаимодействия; выявить структурные изменения и особенности процесса изнашивания материала трубы и ролика; на основании полученных результатов выявить наиболее рациональные конструкционные материалы для изготовления деталей исследуемой пары трения.

Металлографическими методами исследовались интенсивно изнашиваемая направляющая труба на прямолинейном участке рабочей ветви конвейера и верхний опорный ролик, работающие в условиях сухого трения качения (рис.1).

Изнашивание направляющей трубы происходит по двум дорожкам катания (рис.1а) верхнего опорного ролика: А (наружной) и Б (внутренней). Поверхность износа характеризуется заметным макроскопическим пластическим деформированием, проявляющимся в смятии, оттеснении и изъязвлении поверхности.

Рис. 1. Схема износа и разупрочнения поверхности качения ролика на подвеске конвейера:

а - исходное состояние подвески и роликов на трубчатой направляющей; б - положение роликов на направляющей после износа поверхности качения (А - зона разупрочнения и износа ролика); в - поперечный разрез изношенной направляющей трубы (I и II - изношенные и деформированные участки дорожки катания верхнего опорного ролика подвески; III- исходный профиль трубы); г - изменение профиля качения ролика в зоне I (1 - до эксплуатации; 2 - после эксплуатации; 3 -ферритные полосы) трубчатая направляющая конвейера (диаметр - 57 мм) изготовлена из сварной холоднокатаной стали 08 кп, ролик - из стали 45 (термообработка - улучшение, структура - сорбит отпуска с остатками ферритной сетки, твердость стали - НВ 260…280).

Явление разупрочнения ролика проявляется в интенсивном износе контактной поверхности в зоне I (рис.1б). Край реборды утончается с 5 до 1…2 мм с образованием наплыва из деформированного металла. Увеличение кривизны опорной поверхности ролика сопровождается самозаклиниванием пары трения качения и аварийной остановкой конвейера.

В исходной микроструктуре материала трубы (рис.2а), характеризующейся разнозернистостью феррита, наблюдаются многочисленные мелкие внутризеренные поры (поз.1), крупные межзеренные поры, сопоставимые по размеру с мелкими зернами феррита (поз.3), включения структурно свободного цементита (поз.2), располагающиеся, как правило, на стыках ферритных зерен. Размеры зерен феррита различаются в 3…5 раз и составляют от 12 до 53 мкм.

На рис.2 б, в показано сечение участков дорожек катания А и Б с характерными признаками усталостного изнашивания при многоцикловом нагружении в условиях трения качения. Очагами расслоения металла являются укрупнившиеся в процессе деформации поры, хотя некоторые из них активного участия в расслоении пока не принимают.

Рис.2. Структура поверхностного слоя направляющей трубы: а - исходная микроструктура трубной направляющей (травление ниталем, х500; 1 - внутризеренная пора; 2 - структурно свободный цементит; 3 - межзеренная пора); б, в - отслоения на поверхности катания направляющей трубы (не травлено, х50)

Более тщательный анализ микроструктуры в зоне расслоения показал следующее:

1. Пора, находящаяся в сильно деформированных слоях, является барьером для течения металла при деформации, и зерна феррита обтекают пору, повторяя ее конфигурацию. Под порами наклеп практически отсутствует.

2. Укрупнение поры до начала расслоения свидетельствует о ее накопительной роли как резервуара для стока дефектов строения (микропор, вакансий, дислокаций и др.) в процессе перемещения деформируемых зерен относительно поры. Как следствие этого явления наблюдается некоторый рост микротвердости в зоне расслоения.

3. Расслоение деформированного феррита, инициируемое порами, переходит в макроотслоение его участков в зоне трения, когда пора вытекает на изнашиваемую поверхность.

4. С выходом поры на контактную поверхность из-за высоких степеней деформации отслаивающиеся объемы металла полностью теряют пластичность с последующим разрушением, т.е. износом. Это подтверждено путем измерения микротвердости от поверхности до сердцевины (рис.3).

На изнашиваемой контактной поверхности трубы микротвердость достигает максимальных значений ~ 495 HV0,49, что в несколько раз превышает микротвердость недеформированного феррита (~128 HV0,49). На глубине около 0,1 мм микротвердость понижается, но остается существенно выше (в 1,5 раза) исходной твердости феррита до расслоения металла. В пределах многослойного внутреннего расслоения (на глубине 0,3 мм) микроструктура еще остается сильно деформированной с повышенной микротвердостью. Далее микроструктура становится менее деформированной, плавно переходя к равноосной недеформированной.

На глубине 0,5мм микротвердость понижается до исходного значения, характерного для недеформированной структуры феррита. При исследовании строения деформированного феррита в области его течения вблизи поры обнаружено наличие цепочек равноосных мелких зерен на стыке волокон сильно деформированной ферритной структуры, что является признаком протекания в системе динамической рекристаллизации феррита. динамическая рекристаллизация уменьшает наклеп и восстанавливает способность феррита пластически деформироваться при очередном цикле нагружения.

Рис. 3. Изменение микротвердости поверхностного слоя и микроструктуры в зоне контакта, х 500

трибоповерхность конвейер ролик лента

Вместе с тем рекристаллизация способствует укрупнению наследственных пор, увеличивая их объем и количество за счет образования зернограничных пор. При течении деформированного металла происходит их оттеснение в более деформированные подповерхностные слои с последующим выходом на поверхность трения, что способствует процессу отслоения участков феррита и интенсифицирует износ поверхности трубы.

Данное предположение подтверждается тем, что характерной особенностью процесса изнашивания опорной поверхности трубчатой направляющей конвейера является отсутствие процесса зарождения и развития микротрещин в деформируемой зоне, несмотря на чрезвычайно высокий уровень твердости и напряжений.

Структура полосы разупрочнения ролика в зоне контакта состоит из нескольких участков (рис.4):

1. Переупрочненный поверхностный слой (поз.2). На ферритном участке данный слой значительно разрушен. Твердость HV10/15~300 МПа. В структуре слоя из-за значительных деформаций наблюдаются множественные микротрещины, способствующие отслоению металла, что и определяет интенсивный износ поверхности в ферритной полосе.

2. Ферритная область разупрочнения (поз.1). Средняя твердость HV10/15~190 МПа. Структура области состоит из крупных деформированных ферритных зерен в сорбитной матрице.

3. Переходная область (поз.3). Состоит из редких включений сильно деформированных зерен феррита в виде длинных и узких полос шириной до 0,01 мм. Твердость HV10/15 = 227МПа. Средняя толщина слоя - около 0,3…0,5 мм.

4. Область, лежащая вне полос разупрочнения. Структура состоит из отдельных мелких слабо деформированных включений феррита в сорбитной матрице. Твердость HV10/15 = 240МПа. Для всех рассматриваемых областей характерным признаком является наличие значительного количества микротрещин (поз.6), распространяющихся на глубину до 0,3…0,5 мм как в горизонтальной плоскости (расслоение металла), так и в вертикальной (растрескивание металла). Наличие микротрещин усиливает эффект разупрочнения поверхностного слоя и интенсифицирует износ.

Таким образом, интенсивный износ трубчатых направляющих конвейера (сталь 08кп) обусловлен структурными факторами и условиями нагружения. К наиболее значимым структурным факторам следует отнести разнозернистость, наличие крупных зерен и многочисленных пор (как следствие низкой раскисленности стали и результат динамической рекристаллизации), которые препятствуют равномерному течению деформированного металла и, укрупняясь в процессе деформации, выходят на рабочую поверхность, тем самым интенсифицируя износ.

Рис.4. Структура и твердость стали 45 в зоне разупрочнения опорного ролика (схема): а - расположение зоны разупрочнения и ее структура (1 - ферритные области; 2 - переупрочненный верхний слой; 3 - деформированные ферритные зерна; 4 - наплыв деформированного металла на реборде ролика; 5 - сорбит отпуска (базовая структура стали); 6 - микротрещины); б - изменение твердости по Виккерсу (НV) на глубине 0,3 мм

К условиям, способствующим разрушению, следует отнести многоцикловое нагружение трубчатой направляющей со значительной холодной пластической деформацией, в ходе которой сильно наклепывается поверхностный слой металла (микротвердость феррита возрастает в 3,6 раза), что может приводить к расслоению поверхностного слоя и усиливать интенсивность изнашивания.

Исследованиями [1] поверхностного слоя материала ролика (сталь 45, термообработка - улучшение) установлено, что разупрочненные полосы феррита интенсифицируют износ поверхности ролика и являются источником внутренних трещин, ответственных за скол реборды ролика. Причина возникновения слоев феррита заключается в том, что в условиях сложного термосилового воздействия в зоне трения сорбитная структура стали становится метастабильной и претерпевает распад на более стабильную, но менее прочную и износостойкую структуру феррита.

Таким образом, для повышения износостойкости трубчатых направляющих и увеличения срока их эксплуатации необходимо в качестве материала использовать спокойные стали с более высоким содержанием углерода (до 0,2%), легированные до 1,0%Si или Mn, что повысит уТ (следовательно, сопротивление изнашиванию) и температурный порог рекристаллизации.

Для обеспечения надежной работы опорных роликов необходимо применять материалы с более стабильной структурой [2], обладающие высокими свойствами, включая повышенные значения пластичности, ударной вязкости и износостойкости. Примером таких материалов могут служить кремнистые ферритные чугуны с шаровидным графитом.

Исследованные в работе ферритные ВЧШГ отличаются от обычных ферритных ВЧШГ дисперсионно упрочненной ферритной матрицей, расслоенной на несколько б-фаз, легированной кремнием, медью, молибденом, марганцем при пониженном содержании серы и фосфора. Благодаря композиционному строению структуры исследованные сплавы имеют более высокие механические и эксплуатационные свойства.

Наиболее приемлемым способом получения чугуна с заданными свойствами является индукционная электроплавка. Сочетание электропечного способа плавки с рациональным химическим составом и комплексным модифицированием позволяет получать высокопрочный чугун с шаровидным графитом, имеющий в литом состоянии структуру без признаков отбела и с преобладанием ферритной матрицы. Эффективным средством улучшения структуры такого чугуна является использование в составе модифицирующей смеси небольших добавок силикобария.

Содержание кремния является наиболее существенным фактором, определяющим структуру сплава. Значительное повышение прочности и износостойкости чугуна может быть обеспечено путем дополнительного легирования чугуна медью с добавлением небольшого количества молибдена [3]. Медь обеспечивает дисперсионное упрочнение ферритной матрицы за счет образования в ее структуре (после термической обработки) медистой фазы. Сочетание в структуре сплавов упрочненного медистого феррита, включений графита и медистой фазы оказывает существенное влияние на их триботехнические свойства. Графит повышает износостойкость и уменьшает коэффициент трения, что особенно характерно в условиях граничного трения. Положительное влияние структурно свободной медистой фазы заключается также в снижении износа сопряженного тела (контртела). Молибден в небольших количествах усиливает дисперсионное упрочнение и в значительной мере устраняет ферритную хрупкость.

Плавки чугуна проводили в индукционной печи ИСТ-0.06 с модифицированием чугуна лигатурой ЖКМК методом «сандвич-процесса». Химический состав чугуна разных плавок представлен в таблице.

Химический состав исследуемых чугунов

1 Параметр П характеризует общее остаточное содержание элементов модификатора: П=Mg+Ba+Ca+P3M.

Для каждого варианта чугуна определяли твердость и проводили механические испытания образцов, результаты которых представлены на рис. 5.

Триботехнические свойства (износостойкость и коэффициент трения) чугунов оценивали по стали 45 (HRC 32…35) в условиях охлаждения водой при удельной нагрузке 3 МПа. Испытания проводили на машине СМЦ-2 по схеме «вращающийся диск - неподвижная колодка». Диск контртела диаметром 50 мм контактировал с образцом в форме сектора с длиной дуги контакта 19 мм при скорости скольжения 0,75 м/с.

Абразивную износостойкость чугунов определяли при изнашивании образцов закрепленным абразивом (трение по абразивной шкурке в соответствии с ГОСТ 17367-71). Для повышения стабильности результатов испытания проводили в условиях непрерывного обновления зерен и постоянства других параметров.

Анализ зависимостей выявил наличие на кривой двух максимумов предела прочности чугуна в литом состоянии - при перлитной и чисто ферритной структуре. Пластичность чугуна в литом состоянии резко возрастает при переходе от перлитной структуры к ферритной, достигая максимума при содержании кремния в чугуне 3,2…3,3%. При дальнейшем повышении содержания кремния в чугуне (от 3,3 до 4,0%) прочностные свойства чугуна повышаются, а пластичность заметно снижается. С увеличением содержания кремния сверх 4,2% происходит значительное снижение и прочности и пластичности.

У термообработанного чугуна с ферритной структурой с увеличением содержания кремния пластичность снижается (особенно резко в интервале 3,7-5%Si), а на кривой изменения прочности наблюдается только один максимум.

На рис.5в показано влияние кремния на твердость чугуна. Для литого состояния характерна зависимость с минимумом при ~ 3,5%Si, соответствующим началу появления чисто ферритной структуры. В отожженном состоянии кремний легирует феррит и увеличивает его твердость, причем темп роста твердости резко различается для двух интервалов содержания кремния: до ~ 3,7 %Si твердость медленно повышается, а от 3,7 до 5,5% происходит ее резкий рост. Это различие, безусловно, должно определяться структурными изменениями.

Рис. 5. Влияние содержания кремния и легирующих элементов на механические свойства ЧШГ в литом состоянии (сплошные линии) и после термообработки (пунктирные линии):1- по известным литературным данным; 2 - для исследованных чугунов (без дополнительного легирования); 3- для исследованных чугунов с дополнительным легированием Cu,Mo

Значительно влияет кремний на триботехнические свойства ферритного чугуна (рис. 6), особенно при его содержании более 3% мас. Сопоставляя графики на рис. 5а и 6б, видим, что между временным сопротивлением разрыву чугуна и его износостойкостью наблюдается хорошая корреляция: для литого состояния обе зависимости имеют два максимума (перлитный и ферритный) при одном и том же содержании кремния. Для износостойкости чугуна в отожженном состоянии характерна зависимость с одним максимумом, как и для временного сопротивления разрыву, но по темпу изменения износостойкости в большей степени наблюдается аналогия с изменением твердости.

Рис. 6. Влияние содержания кремния и легирующих элементов на триботехнические свойства ВЧШГ в литом состоянии (сплошные линии) и после термообработки (пунктирные линии):1,2 - износ образца и контртела (сталь 45) для исследуемых чугунов соответственно; 3- коэффициент износостойкости (эталон - ВЧ60); 4 - коэффициент абразивной износостойкости (эталон - отожженное железо, С?0,02%); 5 - коэффициент трения скольжения

График коэффициента трения фактически полностью повторяет конфигурацию кривых изнашивания. Зависимость абразивной износостойкости чугунов имеет четкую корреляцию с характером изменения их твердости.

Повышение износостойкости в области ферритной структуры может быть в определенной степени связано с легированием феррита и повышением его прочностных характеристик. Однако резкое изменение темпа повышения износостойкости и твердости чугуна при содержании кремния более 3% обусловлено изменением структуры чугуна с появлением дополнительных фаз.

а) б)

Рис. 7. Микроструктуры чугуна с расслаивающимся ферритом (двойное травление, х1350)

Рис. 8. Структура ферритного ЧШГ с дисперсионным упрочнением медистой фазой (травление ниталем, х1000)

Действительно, более тщательное изучение микроструктуры высокопрочных ферритных чугунов с повышенным содержанием кремния показало наличие гетерогенной структуры с расслаивающимся кремнистым ферритом (рис.7) в результате процесса спинодального расслоения. На рис. 7а видно характерное изменение микроструктуры твердого раствора (феррита) при его спинодальном расслоении (видно также, что происходит миграция границ ферритных зерен при термической обработке). На рис. 7б зафиксирована стадия перестраивания с образованием включений (зерен) силикоферрита (фазы б1) и их двойникованием (сдвоенные зерна) с наиболее плотным расположением около графитного включения (в зоне наиболее высокого содержания кремния). Можно предположить, что в результате спинодального расслоения высококремнистого феррита осуществляется нанокомпозиционное упрочнение матрицы чугуна.

Максимумам прочности и износостойкости ферритного чугуна с шаровидным графитом соответствует содержание кремния 4…4,3 % и расслоение феррита с количеством силикоферрита около 25 %.

Из приведенных на рис. 5 зависимостей также видно, что при легировании ферритной матрицы медью происходит значительное увеличение предела прочности чугуна. При этом с помощью термической обработки можно обеспечить высокие значения пластичности и ударной вязкости.

В сплавах систем Fe - Сu и Fe - С - Сu может быть обеспечен значительный эффект дисперсионного упрочнения феррита (рис.8). Это связано с тем, что из-за малой скорости диффузии меди б-фаза обычно пересыщена медью и склонна к интенсивному старению, особенно искусственному. Причем этот эффект проявляется не только в структурно свободном, но и в перлитном феррите, что приводит к существенному повышению твердости и прочности перлита при легировании медью как за счет его измельчения, так и под влиянием твердорастворного и дисперсионного упрочнения перлитного феррита. Значительно усиливается эффект дисперсионного упрочнения медистой фазой при дополнительном легировании чугуна молибденом.

Следует также отметить, что при реализации дисперсионного упрочнения ферритной матрицы происходит значительное снижение износа сопряженного тела (контртела) в паре трения. Данный эффект можно объяснить тем, что содержащиеся в структуре чугуна в свободном состоянии графит и медистая фаза обеспечивают благоприятные условия для работы фрикционной пары с избирательным переносом графита и меди на поверхность сопряженной детали. В этих условиях процесс обогащения поверхности контртела медью при трении происходит за счет термически активированной диффузии меди.

Для оценки влияния содержания кремния в экспериментальных чугунах на износостойкость роликов проводились производственные испытания пары трения «ролик-труба». Ролики изготовлены из экспериментальных чугунов (таблица), труба - из стали 08кп.

Испытания пары трения «ролик - труба» на износ проводились на специально изготовленном стенде, который моделирует движение двухроликовой подвески со скоростью 3,15 м/с (максимальная скорость перемещения ленты конвейера) на переходном участке става конвейера, где качение ролика сопровождается продольным и поперечным проскальзыванием.

Испытания проводились в течение 100 ч при нагрузке на ролик 1кН, что соответствует максимальной нагрузке на действующих конвейерах. При испытаниях оценивался линейный износ роликов. по результатам испытаний построены зависимости линейного износа поверхности и долговечности роликов (рис.9).

Долговечность роликов определяли из условия предельного износа контактной поверхности ролика через линейную интерполяцию участка кривой износа с постоянной скоростью изнашивания. За предельное состояние износа ролика принята ширина желобообразной дорожки (рис.1 б), равная 22 мм. предельный износ данной поверхности приводит к изменению геометрии ролика, ухудшению организации контакта в процессе движения и возрастанию возможности самопроизвольного соскакивания ролика с трубы с последующим заклиниванием. Данное явление приводит к вырыву фрагмента конвейерной ленты в зоне крепления подвески и аварийной остановке конвейера.

Рис.9 - Влияние кремния на износостойкость опорных роликов конвейера:

а - линейный износ поверхности роликов после наработки 100 ч;

б - наработка до предельного состояния роликов

Видно, что при содержании более 3,3% кремния четко наблюдается резкое повышение износостойкости роликов, что обусловлено наличием гетерогенизированной структуры сплава с расслаивающимся ферритом. Максимальная износостойкость наблюдается при содержании кремния в сплаве ? 4,2% мас., когда гетерогенизация феррита достигает 25% по количеству силикоферрита. Построенные зависимости износостойкости роликов хорошо коррелируют с приведенными данными, полученными при испытаниях образцов из экспериментальных чугунов на машине СМЦ-2.

С использованием выявленных структурных эффектов разработан и заявлен в качестве изобретения антифрикционный ферритный чугун с повышенными механическими свойствами, особенностью структуры которого является высокая степень гетерогенизации феррита за счет спинодального расслоения и дисперсионного упрочнения медистой фазой. С этой целью в составе чугуна увеличено содержание кремния и дополнительно введено небольшое количество меди. С целью устранения ферритной хрупкости и увеличения степени дисперсионного упрочнения чугун дополнительно легирован молибденом. Разработанный чугун отличается высокой прочностью, пластичностью, ударной вязкостью и износостойкостью при низких значениях твердости, коэффициента трения, хорошей прирабатываемости и практической безызносности сопряженного стального тела в узле трения.

Проведенные исследования позволяют сделать следующие выводы:

1. Интенсивный износ трубчатых направляющих конвейера обусловлен структурными факторами и условиями нагружения. К наиболее значимым структурным факторам следует отнести разнозернистость, наличие крупных зерен и многочисленных пор (как следствие низкой раскисленности стали и результат динамической рекристаллизации), которые препятствуют равномерному течению деформированного металла и, укрупняясь в процессе деформации, выходят на изнашиваемую поверхность.

2. Разупрочненные полосы феррита интенсифицируют износ поверхности опорного ролика, являясь источником внутренних трещин, ответственных за скол его реборды. Причина возникновения слоев феррита - структурные изменения стали, протекающие в условиях сложного термосилового воздействия в зоне трения.

3. В чугунах с повышенным содержанием кремния (более 3% мас.) возможно проявление структурного эффекта, заключающегося в спинодальном расслоении феррита на обычный (углеродистый) феррит и силикоферрит. Особенно характерно это для ферритных высокопрочных чугунов, содержащих 3,5-4,2% кремния, что приводит к значительной ?-стабилизации структуры чугунов и во многих случаях может обеспечить надежную работу узла трения без заметных структурных изменений.

При содержании в сплаве 4,2% кремния количество силикоферрита в ферритной матрице чугуна достигает ? 25%, что обеспечивает его максимальную прочность и износостойкость.

4. В чугунах, легированных медью, металлическая матрица (ферритная или ферритно-перлитная) существенно пересыщена медью. В процессе искусственного старения при 400-500оС происходит ее дисперсионное упрочнение за счет выделения медистой фазы. Этот эффект значительно усиливается при дополнительном легировании чугуна молибденом. При рациональном комплексном легировании чугуна кремнием, медью и молибденом может быть обеспечена стабильность резко измельченной структуры чугуна с комплексом высоких механических свойств (выше, чем у чугунов стандартных марок).

5. С использованием выявленных структурных эффектов разработан и заявлен в качестве изобретения антифрикционный ферритный чугун с повышенными механическими свойствами, особенностью структуры которого является высокая степень гетерогенизации феррита за счет спинодального расслоения и дисперсионного упрочнения медистой фазой.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Давыдов, С.В. Структурные изменения в низкоуглеродистой стали при деформации в условиях трения качения/ С.В. Давыдов, В.Я. Жарков, В.М. Сканцев // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2007.- №8. - С. 39-43.

2. Давыдов, С.В. Разупрочнение элементов триботехнической пары трения качения в конвейере с подвесной лентой/ С.В. Давыдов, Г.И. Сильман, В.Н. Ивченко // Материаловедческие проблемы в машиностроении: сб. науч. тр./ под ред. Г.И. Сильмана. - Брянск: БГИТА, 1998.- С. 60-64.

3. Сильман, Г.И. О механизмах влияния меди на формирование структуры в чугуне / Г.И. Сильман, В.В. Камынин, В.В.Гончаров // Металловедение и термическая обработка металлов. - 2007.-№8. - С. 16-22.

Размещено на Allbest.ru